Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия

Бронз, Александр Владимирович

Металловедение и термическая обработка металлов

автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия

кандидата технических наук: Бронз, Александр Владимирович
город: Москва
год: 2013
специальность ВАК РФ: 05.16.01
цена: 450 рублей

Диссертация по металлургии на тему «Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия»

Автореферат диссертации по теме "Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия"

На правах рукописи

005061693

БРОНЗ АЛЕКСАНДР ВЛАДИМИРОВИЧ

СТРУКТУРА И ПРОЧНОСТЬ ЖЕЛЕЗОМАРГАНЦЕВЫХ СПЛАВОВ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ АЛЮМИНИЯ

Специальность 05.16.01 — Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

13 ИЮН ¿013

Москва-2013

005061693

Работа выполнена на кафедре Пластической деформации специальных спл Федерального государственного автономного образовательного учреждения выс профессионального образования «Национальный исследовательский технологичес университет «МИСиС».

Научный руководитель:

доктор физико-математических наук, профессор Людмила Михайловна Капуткина

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Крапошии Валентин Сидорович (МГТУ им. Баумана);

доктор технических наук, ведущий научный сотрудник, доцент Костина Ма Владимировна (ИМЕТ РАН им. A.A. Байкова).

Ведущая организация: ГНЦ РФ ОАО НПО «ЦНИИТМАШ

Зашита диссертации состоится «20» июня 2013 г. в 15:30_ на заседа Диссертационного совета № Д 212.132.08 при Федеральном государственном автоном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Националь исследовательский технологический университет «МИСиС».

119049, Москва, Ленинский проспект, д. 4, ауд. Б-607.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Национальн исследовательского технологического университета «МИСиС».

Автореферат разослан «_»_2013 г.

Ученый секретарь Диссертационного

совета, доктор физико-математических наук,

профессор ^ (/С^ С ^ Мухин

Общая характеристика работы

Актуальность работы:

В последние несколько десятилетий значительные усилия исследователей направлены на разработку новейших высокопрочных сталей, т.н. advanced high-strenght steel (AHSS). Ужесточение требований безопасности автотранспорта вместе с желанием самих автовладельцев повысить собственную безопасность в случае аварии и тенденция к увеличению экономии топлива стимулировали широкое применение в элементах конструкции автомобильного кузова новейших высокопрочных сталей. Среди прочих к этому классу сталей относятся и высокомарганцевые аустенитные ТРИПЛЕКС с высоким содержанием алюминия, в которых превращение остаточного аустенита в мартенсит при деформации сопровождается деформационным упрочнением. Они пластичны, способны к упрочнению. Важным свойством этих сталей является маломагнитность.

При использовании стали в ядерной энергетике, физике высоких давлений, космической технике, ракетостроении, транспортировке и потреблении сжиженных газов (метана, азота, кислорода, водорода, гелия) к свойствам материала выдвигают повышенные требования по прочности, пластичности, коррозионной стойкости, сопротивлению коррозионному растрескиванию, стабильности фазового состава, сопротивлению хрупкому разрушению, совместимости с рабочей средой, технологичности в процессе производства, экономической целесообразности и т. п.

Указанным требованиям часто удовлетворяют высокопрочные сплавы, созданные на основе системы Fe-Mn-Al-C, представляющие собой новую группу так называемых TRIPLEX сплавов с высоким содержанием марганца и алюминия. Изначально эти сплавы создавали с учетом возможности заменить ими более дорогостоящие аустенитные хромоникелевые коррозионностойкие стали и по применению во многом с ними совпадают. Выбор нового комплекса легирования высокомарганцевых сплавов, содержащих алюминий, углерод и азот, а соответственно и новый набор реализуемых в сплавах свойств, безусловно, дает новые возможности их применения., например, в качестве материала для легких высокопрочных вращающихся деталей в высокочастотном электрооборудовании, благодаря их пониженному удельному весу и немагнитное™ (или слабой магнитности) в термообработанном состоянии. Показано, что эти сплавы перспективно применять в криогенной технике для транспортировки и хранения сжиженных газов. Данные сплавы обладают высоким уровнем пластичности в сочетании с высокой удельной прочностью.

Кроме высокого уровня механических свойств современные материалы должны обладать и определенными физическими свойствами.

Важность плотности как физической характеристики материала обусловлена использованием высокопрочных конструкционных материалов в таких отраслях техники, как транспортное машиностроение и, особенно, авиационная и ракетно-космическая техника, когда одним из решающих условий применения того или иного материала является минимизация массы.

В случае минимизации массы критерием материалов является их высокая удельная прочность, определяемая по отношению прочности к плотности. При этом Fe-Mn-AI-C TRIPLEX сплавы благодаря уменьшенной на 15 - 20 % плотности, по сравнению с традиционными высокопрочными сложнолегированными сталями, могут успешно конкурировать с алюминиевыми сплавами.

Экономические ограничения включают не только стоимость самих материалов, но и их дефицитность, сортамент металлопродукции, затраты на обработку. Из-за дефицитности никеля наблюдается тенденция к замене там, где это' возможно, хромоникелевых нержавеющих сталей высокомарганцевыми. Говоря об экономической эффективности, нельзя не сказать об азоте в роли легирующего компонента. Азот является дешевым, и процесс его получения из атмосферы не требует разрушения поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд. Поэтому введение азота в стали позволяет решать не только вопросы повышения их прочности и экономии легирующих элементов, но и решать экологические проблемы.

Экономичность применения азотсодержащих сталей будет возрастать вследствие роста затрат на экологию, стоимости и дефицитности легирующих элементов, требований экономии энергии в производстве и снижении металлоёмкости.

Цель работы: исследование структуры и свойств железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия для оценки их применимости в литом и деформированном состоянии.

Научная новизна:

1. Экспериментально получены и изучены литые Fe + (12,7 - 25,6)% Мп + (0 - 14,4)% Al + (0,02 - 2,18)% С сплавы, в т.ч. микролегированные азотом (0,001 - 0,135)% N, с высокой удельной прочностью. Микролегирование азотом способствует уменьшению расслоения расплава, стабилизации аустенита, понижению температуры мартенситного превращения и уменьшению количества е-мартенсита, образующегося при охлаждении.

2. Для широкого интервала варьирования состава сплавов при давлении азота Pn = 0,1 - 1,0 МПа рассчитаны и экспериментально подтверждены температурно-концентрационные

области растворения избыточных фаз и существования аустенита, которые могут быть использованы при назначении режимов термической и термомеханической обработки.

3. Показано, что литые высокоуглеродистые высоколегированные Ре-Мп-А1-С сплавы, хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 - 50 % обжатия без образования горячих трещин. В ходе теплой деформации в исследуемых сплавах реализуется высокопрочное состояние (о, до 1810 МПа) при достаточном запасе пластичности (до 50%). Предел текучести при комнатной температуре высокоуглеродистых аустенитных (до 2,18% С) Ре-Мп-А1-С сплавов достигает 1200 МПа.

4. Экспериментально доказано, что в литом и деформированном состоянии возможно получать высоколегированные сплавы на основе Ке-Мп-А1-С-Ы в широком диапазоне концентраций легирующих элементов. Регулируя состав сплава и режимы термомеханической обработки можно сформировать триплекс-структуру (у - а - к-карбид; у - е - к-карбид; у - е - а) с разным соотношением, размерами и распределением фаз, обеспечивающую широкие пределы варьирования комплекса механических и физических свойств.

Научная и практическая ценность работы:

1. Построены и проанализированы диаграммы фазовых равновесий высокоалюмшшймарганцевых сплавов железа, легированных углеродом или углеродом и азотом. Определены температурно-концентрационные параметры аустенитной области, при которых возможно получать немагнитные сплавы с высоким уровнем механических свойств.

2. Расчетно и экспериментально показано, что легирование алюминием уменьшает расслоение по марганцу, расширяет область существования а-фазы, определяет возможность образования каппа-карбида, тормозит процессы рекристаллизации при горячей деформации. Добавка азота также уменьшает расслоение расплава, стабилизирует аустенит, понижает температуру мартенситного превращения, а, следовательно, уменьшает количество с-мартенсита, образующегося при охлаждении. Это необходимо учитывать при назначении режимов термической и термомеханической обработки.

3. Все сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые высоколегированные Ре-Мп-А1-С литые сплавы, хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 - 50 % обжатия без образования горячих трещин. Сопротивление горячей деформации растет с повышением содержания алюминия, углерода и азота, причем в большей степени для аустенитных сплавов.

4. При теплой деформации литых сплавов реализуется высокопрочное состояние (<тв до 1810 МПа), которому соответствует достаточно высокий запас пластичности. Степень деформации всех сплавов при теплой деформации 25 - 50 % обжатия. Сопротивление теплой деформации увеличивается с ростом содержания углерода, азота и алюминия.

5. Литые Ие-Мп-АЮ-Н у-сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые, при холодной деформации обладают высокой деформируемостью при большом уровне прочности. ТШР-эффект дополнительно увеличивает пластичность. Литые а-сплавы при холодной деформации имеют невысокую прочность и пластичность.

6. Практически все исследуемые сплавы могут использоваться как в литом, так и в деформированном состоянии. Выбирая химический состав Ре-Мп-А1-С-Ы сплавов с высокой удельной прочностью в зависимости от условий эксплуатации, эти сплавы можно использовать в качестве высокопрочных с большим запасом пластичности, теплостойких и износостойких.

7. На основании установленной взаимосвязи состава, структуры, физических и механических свойств разработаны рекомендации для выбора режимов термической и термомеханичсской обработки исследованных сплавов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментальные данные о диаграммах фазовых равновесий сплавов системы Ре-Мп-А1-С-Ы, возможном фазовом составе литых сплавов,, •

2. Установленные возможности уменьшения расслоения, стабилизации однофазной области и способности к старению. В результате для широкого диапазона концентраций Ре-Мп-А1-С сплавов, в т.ч. микролегированных азотом, получены экспериментальные данные о влиянии способа получения, химического и фазового состава, обработки на структуру и свойства железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия.

3. Экспериментально показана возможность получать сплавы на основе Ре-Мп-А1-С-Ы в широком диапазоне концентраций легирующих элементов в литом и деформированном состоянии, что расширяет область их рационального применения.

4. Разработанные рекомендации для выбора составов, температурно-концентрационных областей для назначения режимов термической и термомеханической обработки.

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы были доложены и обсуждены на:

Молодежной конференции «Новые материалы и технологии в ракетно-космической технике» (г. Звездный, 2011); П-й Всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения» (г. Пицунда, Абхазия 2011г.); X Семинаре по термомеханической обработке металлических материалов «Бернштейновские чтения» (Москва, 2011г.); У1-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур - ПРОСТ-2012» (Москва, 2012 г.); Ш-й Международной

конференции «Современные требования и металлургические аспекты повышения коррозионной стойкости и других служебных свойств углеродистых и низколегированных сталей» (Москва, 2012); IX Европейском симпозиуме по мартенитным превращениям, Esomat 2012 (Санкт-Петербург, 2012); IX Международном конгрессе «Машины, технологии, материалы» (г. Варна, Болгария, 2012).

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием ОАО «РКК «Энергия». Основное содержание диссертации опубликовано в 11-и печатных работах, в том числе в 2-х изданиях, рекомендованных ВАК.

Структура и объем работы: Диссертация изложена на 125 страницах машинописного текста, состоит из введения, 3 глав, выводов и приложений. Включает 54 рисунка, 23 таблицы, 2 приложения, библиографический список из 106 наименований.

Основное содержание работы

Аналитический обзор литературы

В аналитическом обзоре рассмотрены современные тенденции развития высокопрочных сплавов на основе железа, основные направления в разработках новых сталей.

Рассмотрены диаграммы фазовых равновесий Fe-Mn, Fe-Al, Fe-Mn-Al, Fe-Mn-Al-C, основные механические и физические свойства сплавов рассматриваемых систем легирования. Изучены имеющиеся данные о структурных и фазовых превращениях Fe-Mn-А1-С сплавов при нагреве до температур аустенитизации, горячей деформации и охлаждения. Рассмотрены основные режимы термической обработки, наиболее часто применяемые режимы старения, процессы, протекающие при термической обработке и старении. Оценена эффективность деформационнго упрочнения и улучшения механических свойств и микроструктуры Fe-Mn-Al-C сплавов за счет добавления различных легирующих элементов, в том числе азота.

Подробно проанализирован вопрос о термомеханической обработке как эффективном способе формирования структуры высокопрочных сплавов (сталей).

Описаны перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения. Оценена возможность разработки сплавов с высокой удельной прочностью для применения их в качестве немагнитных, высокопрочных конструкционных с высокой изностойкостью.

Уменьшение плотности до 17 % и высокая стойкость при высоких скоростях деформации дают возможность сплавам этого семейства использоваться в качестве броневой стали на замену традиционным литым сталям, применяющимся в бронежилетах.

Материалы и методики исследования

Химический состав основных экспериментально исследуемых сплавов приведен в таблице 1.

Таблица 1 - Химический состав исследуемых сплавов

Сплав № Массовая доля элемента, % масс.

Мп AI Si Mo с N*

1 (32К) 16,8 0,01 0,86 2,0 1,62 0,020

2 (35 К) 21,2 6,2 0,50 0,20 1,10 0,006

3 (36К) 19,1 7,5 0,60 1,20 1,47 0,002

4 (ЗЗК) 19,1 9,0 0,50 0,03 2,18 0,001

5 (34К) 23,9 4,0 0,54 0,01 1,80 0,032

6 (38К) 25,3 0,01 0,20 <0,001 0,02 0,014

7 (39К) 23,7 7,5 0,20 <0,001 0,05 0,008

8 (40К) 22,6 14,4 0,20 <0,001 0,05 0,007

9 (45 К) 23,8 4,6 0,20 <0,001 0,05 0,020

10 41 К) 25,6 0,01 0,20 <0,001 0,03 0,135

11 (42К) 23,7 8,1 0,20 <0,001 0,05 0,008

12 (43К) 24,3 11,5 0,20 <0,001 0,03 0,045

13 (44К) 24,1 5,3 0,32 <0,00.1 0,04 0,024

14 13,4 7,5 - - - -

15 12,7 7,5 - - - -

16 14,0 12,0 - - - -

Примечание:* — общее содержание азота в сплаве, определенное методом экстракции на приборе фирмы Г.ЕСО "Ш-136

Выплавка сплавов 1 - 13 осуществлялась в лабораторной вакуумной печи

сопротивления с вольфрамовым нагревателем при температурах 1600 °С методом сплавления следующих шихтовых компонентов: карбонильное железо + марганец металлический или ферромарганец + алюминий технической чистоты. Для перемешивания и насыщения сплавов азотом плавку продували через погружаемую трубку аргоном и азотом. Для последующих исследований отбирали пробы в кварцевые трубки диаметром 6,0 - 8,0 мм. Литые образцы сплавов 1 - 13 представляли собой цилиндры диаметром 5,0 - 7,0 мм. Сплавы 14, 15 и 16 получены из чистой шихты (карбонильное железо + металлический марганец + алюминий высокой чистоты) путем плавки во взвешенном состоянии в атмосфере аргона при давлении Рдг = 0,9 МПа. Слитки имели форму усеченного конуса с максимальным поперечным сечением 3 мм и длиной 12 мм.

Горячую и теплую деформацию сжатием осуществляли при температуре Т = 950 -1000 °С и Т = 550 °С соответственно, со скоростью деформации ё = 0,1 с"1 вдоль оси цилиндрических образцов высотой h = 9,70 - 11,45 мм и диаметром 0 = 5,50 - 6,20 мм с использованием испытательного комплекса «Gleeble System 3800». Степень деформации всех сплавов как при горячей, так и при теплой деформации составляла 25 - 50 %. После

деформации образцы резко (не менее 30 - 50 град/с) охлаждали с помощью воздушных форсунок.

Холодная деформация осуществлялась путем испытания на трехточечный поперечный изгиб цилиндрических образцов 0 = 5,0 - 7,0 мм и длиной 60 мм на испытательной машине Instron со скоростью перемещения ножа 0,1 мм/с.

Обработка на твердый раствор проводилась путем нагрева образцов в печи до температур Т = 1070 - 1090 °С и закалки в воду.

Для каждого конкретного химического состава исследуемых сплавов с помощью пакета программ Thermo-Cale были построены политермические разрезы диаграмм фазовых равновесий при различном давлении азота (0,1 - 1,0 МПа). Другие используемые методы исследования:

световая микроскопия для металлографического исследования, рентгеноструктурный анализ для определения фазового состава, полуширины линий и периодов решетки твердых растворов;

дилатометрический анализ превращений, более подробно процессов старения;

- измерение твердости HV;

- гидростатическое взвешивание для определения плотности;

- измерение теплопроводности (путем построения температурно-временных зависимостей) и теплоемкости экспериментальных сплавов в интервале 20 - 100 °С проводили с помощью дифференциальной термопары;

- магнитометрический анализ для оценки намагниченности.

Результаты и обсуждение

Анализ диаграмм фазовых равновесий (ДФР) позволяет прогнозировать следующее. Безалюминиевые двойные сплавы б, 10 (Ре + 23,5% Мп, рисунок 1, а) после ускоренного охлаждения должны быть чисто аустенитными, поскольку марганец эффективный у-стабилизатор, т.е. расширяет у-областъ и снижает температуру мартенситного превращения Ми. Известно, что двойные сплавы Ее-Мп с высоким содержанием марганца склонны к расслоению в жидкой фазе на области, обогащенные марганцем, вплоть до состава, соответствующего образованию Р-Мп и области с относительно малой концентрацией марганца. Кроме того, в ходе ускоренного охлаждения в сплавах Ре-Мп с содержанием марганца 10-27 %) возможно у—►£ превращение с образованием парамагнитного е-мартенсита с ГПУ-решеткой по сдвиговому механизму мартенситного типа.

Диаграмма фазовых равновесий системы Fe-Mn Влияние 0,135% N на диаграмму Fe-Mn

Политермический разрез (Fe+13,5%Mn) - Al Политермический разрез (Fe+23,5%Mn) - Al Рисунок 1 - ДФР, рассчитанные с помощью программного продукта Thermo-Cale

В результате ускоренно охлажденные литые двойные сплавы с высоким содержанием марганца могут иметь трехфазную структуру у + е + Р-Мп.

Добавка азота уменьшает расслоение расплава (рисунок 1, б), стабилизирует аустенит, понижает температуру мартенситного превращения, а, следовательно, уменьшает количество е-мартенсита, образующегося при охлаждении. При большем содержании азота на диаграмме появляются нитрид алюминия и газовая фаза, прохождение через которую при кристаллизации сплава может приводить к появлению пор в литом материале.

При легировании алюминием, который, напротив, является сильным а-стабилизатором, область существования у-твердого раствора сужается. Поэтому сплавы 9, 13, 7, 11 по мере увеличения содержания алюминия могут иметь двухфазную (у + а) структуру с увеличением доли а-фазы, а сплавы 8, 12 - быть полностью ферритными (рисунок 1, в - г). В структуре сплавов 14-16 тройной системы Ре-Мп-А1 в исследуемом диапазоне концентраций Мп (12,7 - 14,0%) и А1 (7,5 - 12,0%) может быть либо только а-фаза, либо а-фаза с небольшим количеством аустенита или е-мартенсита.

Легирование Ре-Мп-А1 сплавов углеродом или углеродом и азотом еще больше усложняет вид диаграмм фазовых равновесий, изменяет положения существования различных фаз и в результате при комнатной температуре сплавы 1 - 5 могут быть аустенитными или дополнительно содержать карбиды или карбонитриды (рисунок 2).

Политермический разрез Политермический разрез

(Ре+16,8%Мп+0,01 %А1+0,8б%51+2,0%Мо) - С (Ре+23,9%Мп+4,0%А1+0,54%8Н-0,032%>1) - С

Рисунок 2 - ДФР сплавов 1 (а) и 5 (б)

Фазовые составы литых сплавов, рассчитанные по ТЬегюо-Са1с и полученные с

помощью рентгенографического исследования, приведены в таблице 2.

Таблица 2 - Фазовые составы, рассчитанные по Thermo-Cale и полученные с

помощью рентгенографического исследования, литых сплавов при 25°С

Сплав о Фазовый состав при 25 С Период решетки у-твердого раствора а^, А Период решетки а-твердого раствора а^, Â 1ериод решетки к-карбида, А

Расчет Эксперимент

1 (32К) у + Ц+МеС ' ^ х у у+ЕСследыУ+Ме^С^следы) 3,6365 ± 0,0048 - -

2 (35К) а + у + Me С у+карра(следы) 3,6703 ± 0,0083 - -

2 зак.1090 "С у + а + Ц y + карра 3,6781 ±0,0005 3,6589 ± 0,0040

3 (36К) a+MexCy(+kappa) У 3,6757 ± 0,0025 -

4 (ЗЗК) а+ Me^+kappa у + карра 3,7206 ±0,0040 3,7174 ±0,0040

4 зак.1070 °С у+а+Ц У 3,6512 ±0,0037 -

5 (34К) а+AlN+Me С * У (+карра) У 3,6690 ±0,0017 -

6 (38К) у + a (+е) у + Е + Р-Мп 3,6027 ± 0,0030 -

7 (39К) a (+7) a - 2,9076 ± 0,0007 -

8 (40К) a а + Е - 2,9070 ±0,0013 -

9 (45К) a + y у + е(следы) 3,6301 ±0,0033 - -

10 (41К) у + a (+е) у + е + р-Мп 3,6077 ±0,0017 - -

11 (42К) о (+7) а + £ - . 2,9111 ±0,0043 -

12 (43К) a а + у(следы) 3,6397+ 0,0040 2,9160 + 0,0036 -

13 (44K) a+y У 3,6317 ±0,0020 - -

14 a+7 а - 2,8891 ±0,0006 -

15 a+7 а - 2,8920 ±0,0015 -

16 a а - 2,9018 ±0,0006 -

Экспериментальные результаты рентгеноструктурного фазового анализа хорошо

согласуются с прогнозируемыми на основе расчетных диаграмм фазовых равновесий только при учете условий кристаллизации и охлаждения. В результате ускоренной кристаллизации, охлаждения и малого количества азота не обнаружено нитрида алюминия A1N в сплавах, микролегированных азотом, а следы высокотемпературных карбидов типа Ме„Су были замечены лишь в высокоуглеродистом сплаве 1. Расслоение и ликвация по марганцу проявились путем появления е-фазы в сплавах I, 6, 8 - И, а в сплавах 6, 10 и вовсе наблюдали фазу Р-Мп. Ускоренное охлаждение при низких температурах способствовало переохлаждению аустенита до комнатной температуры. Поэтому а-фазу наблюдали лишь в безуглеродистых сплавах 7, 8, 11, 12. При комнатной температуре за счет предотвращения выделения карбидов, особенно выделяющихся при сравнительно низких температурах, аустенитная матрица с некоторым количеством более высокотемпературного каппа-карбида наблюдалась в литых ускоренно охлажденных сплавах с большим содержанием углерода 2 (там обнаружены следы каппа-карбида) и 4. После обработки на твердый раствор при 10701090 °С каппа-карбид отчетливо проявился в сплаве 2, но устранялся в сплаве 4.

По исходному фазовому составу все сплавы удобно разделить на 4 группы: у-сплавы высокоуглеродистые 1 - 5 {1-я группа), у-сплавы малоуглеродистые 6, 9, 10, 13 (2-я группа, область II на рисунке 1,г), а-сплавы 7, 8, 11, 12 (3-я группа, область III на рисунке 1,г), а-сплавы 14 - 16, с меньшим содержанием марганца, полученные плавкой во взвешенном состоянии (4-я группа, область IV на рисунке 1,в).

Экспериментальные исследования показали, что высокоуглеродистые сплавы 1 - 5 в литом состоянии имеют дендритную структуру, сплавы 6-13 - дендритную или зеренную структуру в зависимости от легирования и результирующей скорости охлаждения, сплавы 14 - 16 - зеренную структуру (рисунок 3). Рассчитанная по структуре скорость охлаждения всех сплавов составила 100 - 1000 К/с.

Деформация t. доли

0.2 о.з 0.« Деформация ж. доли

Рисунок 4 - Диа1-раммы горячей деформации сплавов 6 - 13 (а) и 1 - 5 (б). Тдсф=950- 1000°С, £ = 0,1 с"1

Рисунок 3 - Микроструктура сплавов 3 (а) и 14 (б) в литом состоянии. Поперечное сечение слитка

Все сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые высоколегированные Ре-Мп-А1-С-(М) литые сплавы, хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 - 50 % обжатия без образования горячих трещин. Диаграммы горячей деформации сплавов 1-13 приведены на рисунке 4.

200-

150

Сопротивление горячей деформации (таблица 3) растет с повышением содержания алюминия, углерода и азота, особенно для аустенитных сплавов.

Таблица 3 - Фазовый состав и сопротивление горячей деформации сплавов (е = 0,1 с"1)

Сплав, №

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13

Т„ф,°С 1000 1000 1000 1000 1000 1000 950 950 1000 1000 950 1000 1000

ФС* У(+Ц) У У у+карра К+АШ) У а(+Т> а у(+а) У а(-ру) а(+7) у(+а)

ФС** У р-карра У у+карра у+си +карра у+е+Р-Мп а+7 а(+т+ е) У у+е+Р-Мл а(+у) у(+а) У

1000 сттах , МПг 131 119 116 198 170 135 67 53 160 150 70 153 180

£т.х, % 8 12 4 8 4 45 44 24 23 45 28 21 18

Примечание: * - Фазовый состав при температуре деформации, рассчитанный при помощи программы ТЬегто-Са1с. ** - Фазовый состав, экспериментально определенный рентгеноструктурным анализом после деформации и охлаждения.

Степень развития рекристаллизации при одинаковых параметрах горячей деформации возрастает в следующем ряду сплавов: Ре-Мп-ОГ), Ре-Мп-А1-С-(К), Ре-Мп-А1-01). Основные определяющие факторы: уровень напряжений, скорость диффузии, и, в конечном счете, состав, исходная структура и структура при температуре горячей деформации.

При горячей деформации ускоряются процессы гомогенизации исходно неоднородных литых сплавов Ре-Мп-А1-С-(Ы). Это приводит к существенному изменению фазового состава после нагрева и горячей деформации, в частности, в сплавах Ре-Мп-А1(-Ы) заметно уменьшается количество [З-Мп по сравнению с исходно литым состоянием.

Для оценки способности сплавов к теплой деформации также проводили испытание на сжатие со следующими параметрами: Тдеф= 550 °С, £ = 0,1 с"'. Диаграммы теплой

е, доли

Рисунок 5 - Диаграммы теплой деформации сплавов 1-13. Тдеф= 550°С, 6 = 0,1 с"'

Наибольшее сопротивление теплой деформации 1450 - 1810 МПа имеют высокоуглеродистые Fe-Mn-Al-C-(N) аустенитные сплавы 1-й группы, прочность альфа-сплавов 3-й группы при температуре теплой деформации составляет 920 - 1290 МПа. Малоуглеродистые Fe-Mn-Al-C-(N) аустенитные сплавы 2-й группы обладают наименьшей прочностью при Т = 550 °С: 660 - 1000 МПа (таблица 4) Уровни прочности заметно больше по сравнению с прочностью при горячей деформации. С ростом содержания углерода и алюминия и уменьшением содержания марганца прочность увеличивается. При схожих химических составах в пределах каждой из рассматриваемых групп сплавы, микролегированные азотом, более прочные.

Таблица 4 - Фазовый состав и сопротивление теплой деформации сплавов (Тдеф - 550 °С, ё -0,1 с'1)

Параметры Сплав, №

1 2 3 4 5 6 7 S 9 10 11 12 13

ФС литое сост. у+е(сле ды)+ +МехСу (следы) у+карра (следы) У у+карра Г Y+E+ +ß-Mn a a + E у+Е(сле ды) Y+E+ +ß-Mn a + с а+-у(сле ды) ï

ФС» Y+ +MexCv у+ +Ме,С, а+ +Ме„С, а+МехС v+kappa у+о+ +A1N Y a + (y) 0 y+a У a a Y+a

ФС»* у+е(сле ды)+ +Ме<Су (следы) У У у+карра (следы) Y+a (следы) +карра (следы) y+E+ß-Mn a a У y+E (следы) +ß-Mn (следы) a a+Y У

сг^.МПа 1810 1665 1650 1637 1450 657 923 1290 1005 730 1175 942 870

Б™,, % 37 45 36 30 33 36 22 26 43 53 44 44 46

Примечание: » - Фазовый состав при температуре деформации, рассчитанный при помощи программы Thermo-Cale. »» - Фазовый состав, экспериментально определенный рентгеноструктурным анализом после деформации и охлаждения.

Высокопрочному состоянию соответствует достаточный запас пластичности. Степень деформации без разрушения всех сплавов при теплой деформации 25 - 50 %.

Результаты дилатометрического и рентгеноструктурного анализа процессов показали, что при нагреве до Т=1000 °С выравнивается химический состав всех сплавов, при этом в сплавах, содержащих избыточные фазы, карбиды растворяются. При охлаждении из у-области (Т=1000 °С) со УОХл=10 - 500 К/с, как и при охлаждении слитков, происходит выделение избыточных фаз. В результате наблюдаемое небольшое изменение фазового состава связано с небольшим перераспределением количества разных фаз. Исходно литые аустенитные сплавы остаются немагнитными, фазовый состав: (у) или (у+карбиды).

При нагреве литых а-сплавов при Т=1000 °С также идут процессы гомогенизации, уменьшается расслоение по марганцу, которое наблюдалось в литом состоянии, и при охлаждении не образуется е-мартенсит,

При старении при Т=550 °С в у-сплавах Ре-Мп-А1-С-1Ч идет выделение обычных карбидов Ме*Су (включая к-карбид и ферромагнитные карбиды (Ре,Мп)3С цементитного типа), что ведет к более сильному изменению состава у, который при охлаждении до Тком„ будет либо оставаться аустенитом (сплав 1), либо в нем дополнительно проходит у—>а превращение.

В а-сплавах при старении при Т=550 °С могут идти процессы старения из-за небольших добавок С и N.

Изменение твердости после различных обработок показано на рисунке 6.

Рисунок 6 - Твердость сплавов после различных обработок.

Твердость всех сплавов после теплой деформации выше, чем в литом и горячедеформированном состоянии. Твердость высокоуглеродистых сплавов после теплой деформации в 2 раза превосходит аналогичные показатели в литом состоянии и достигает 550 - 600 HV. После старения при Т=550 °С в течение 30 мин твердость высокоуглеродистых сплавов 1-й группы увеличилась по сравнению с литым состоянием от 15 до 85 HV в зависимости от выраженности эффекта старения при данной температуре и времени выдержки для каждого сплава. В двойном Fe-Mn у-сплаве 10 (2-я группа) твердость после старения практически не изменилась, а в а-сплаве 11 и вовсе уменьшилась, что связано с преобладанием процессов разупрочнения при Т=550 °С для данного сплава.

Для оценки прочностных свойств при комнатной температуре были проведены испытания на трехточечный поперечный изгиб. Характерные диаграммы изгиба для каждой группы сплавов приведены на рисунке 7.

3-й группы (в)

Стоит отметить, что а-сплавы Зй группы разрушались в упругой области подобно хрупким материалам (чугунам, керамикам), что связано с исходной литой структурой. Литые аустенитные малоуглеродистые сплавы 2-й группы, наоборот, показали высокую пластичность (образцы не разрушились при довольно высоких значениях сопротивления изгибу). Наибольшее сопротивление изгибу в сочетании с удовлетворительной пластичностью, несмотря на высокое содержание углерода, показали сплавы 1-й группы (таблица 5).

Наиболее пластичные сплавы при холодной деформации - это сплавы, в которых при деформации проходят у—»а или € —► а превращения. Таблица 5 - Фазовый состав и характеристики диаграмм изгиба

Сплав Фазовый состав литых Фазовый состав после изгиба апц, МПа ат, МПа о0,2, МПа СВ та*, МПа Угол загиба а, град

1 (32К) Y+(e)+(MexCy) у + Ме,Су 699 778 909 1768 26,1

2 (35 К) Y + (kappa) у+а 795 886 1041 1693 42,6

3 (36К) Y У 1651 - - 1877 2,8

5 (34К) Y У 1052 1099 1213 1332 3,8

6 (38К) У + £ + Р-МП у +а+ (Р-Мп) 681 745 1009 1776 101,0

7 (39К) а а 531 550 - 566 1,0

9 (45 К) у + (е) у+(а) 317 342 401 1071 130,0

10(41 К) у + Е + Р-Мп у+(е)+(Р-Мп) 234 252 323 1136 124,0

12 (43 К) а + (у) а 243 278 - 358 1,0

13 (44К) Y У 283 308 365 1095 128,0

Экспериментальные оценки физических и механических свойств исследованных сплавов приведены в таблице 6. Минимальная плотность составляет не более 6,5 г/см3 (таблица 6) при содержании алюминия приблизительно 14% (сплав 8). Это эквивалентно относительному уменьшению плотности примерно на 17 - 18 % по сравнению с плотностью чистого железа. Общее уменьшение плотности связано как с меньшей средней молярной массой сплавов за счет легирования большими количествами марганца до 25% (рмп = 7,21 г/см3) и, особенно, алюминия до 14 - 15% (рА| = 2,69 г/см3), так и со значительным уменьшением атомной плотности элементарных ячеек, т.е. дилатацией решетки. Для сплава с 12% алюминия полное уменьшение удельной плотности составляет примерно 17% (при

плотности 6,6 г/см3), при этом уменьшение плотности только из-за дилатации у-решетки

приблизительно составляет 10%.

Таблица 6 - Сводная таблица свойств Ре-Мп-А1-С-Ы сплавов

Сплав Фазовый состав Плотность р, г/см3 Теплоемкость 25-100 °С, Дж/кг*К Теплопровод ность 25-100°С, Вт/(м*К) Магнит ность HV а™ Р км Р км < Р ' км

1 (32К) у-Не)+(Ме„Су) 7,7074 364 8,6 - 293 1,7 24,0 23,4

2 (35 К) у+(карра) 7,3282 399 8,4 - 279 1,7 23,2 23,6

3 (36К) У 6,9552 405 8,0 - 434 1,7 24,2 27,5

4 (ЗЗК) у + kappa 7,0181 376 7,2 - 447 2,9 23,8 -

5 (34К) Y 6,9994 369 7,3 - 376 2,5 21,1 19,4

6 (38К) у + е + |3-Мп 7,4643 454 15,3 - 204 1,8 9,0 24,3

7 (39К) а 6,7191 441 11,9 ++ 285 1,0* 14,0 8,6

8 (40К) а + е 6,5151 426 9,9 + 345 0,8* 20,2 -

9 (45К) у+(е) 7,4774 427 9,5 - 130 2,2 13,7 14,6

10 (41К) у+е+р-Мп 7,6462 465 15,2 - 164 2,0 9,7 15,2

11 (42К) а + е 7,1033 445 12,8 ++ 272 1,0* 16,9 -

12 (43 К) а+(у) 6,6027 450 9,6 ++ 259 2,4 14,6 5,5

13 (44К) У 7,4041 417 9,3 - 127 2,5 12,0 15,1

Примечание: * - для сплавов 7, 8,11 ат„ при Т = 950 °С

Оцененный рентгенографически коэффициент дилатации решетки аустенита при легировании алюминием для сплавов Ре-(23-25)%Мл при содержании алюминия 0 - 11,5% А1 равен 0,0037 [А / % масс.]. Коэффициент дилатации решетки феррита при легировании алюминием для сплавов Ре-(23-25)%Мп при содержании алюминия (7,5 - 14,4)% А1 равен 0,0013 [А / % масс.].

Экспериментальное определение удельной теплопроводности показало, что в пределах каждой группы сплавов эта характеристика уменьшается с ростом содержания алюминия. Кроме того, в высокоуглеродистых сплавах (1-я группа) и сплавах, микролегированных азотом, причиной снижения теплопроводности является и примесное рассеяние на атомах углерода (и/или азота). Величины теплопроводности железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия близки к аналогичным значениям для классических аустенитных хромоникелевых сталей. Теплопроводность всех сплавов уменьшается с увеличением суммарного легирования А1+С+>1, т.е. тех легирующих элементов, которые вносят большие искажения в кристаллическую решетку. Изменение содержания марганца в исследуемых сплавах практически не влияет на молярную теплоемкость и теплопроводность. Молярная теплоемкость всех сплавов уменьшается с увеличением общего легирования, причем для у-сплавов 1-й и 2-й групп характер этого

уменьшения более выраженный, чем для а-сплавов 3-й группы, а-сплавы имеют более высокие значения теплоемкости и теплопроводности, чем у-сплавы.

Сравнение удельной прочности сплвов при различных температурах испытания показало следующее. При холодной деформации самыми высокопрочными, с высокой пластичностью и наиболее твердыми являются сплавы 1-й группы. Их прочность и твердость может быть увеличена в результате теплой деформации и старения.

Для 2-й группы сплавов характерны высокие уровни свойств при низких температурах, но они, вероятно, наименее износостойкие - их твердость после каждой из обработок не превышает уровня твердости классических хромоникелевых нержавеющих сталей в закаленном состоянии. Однако они могут использоваться в литом и деформированном состоянии как высокопрочные, немагнитные конструкционные материалы с пониженной плотностью.

В а-сплавах процессы старения успевают пройти уже при кристаллизации и более существенно проявляются при теплой деформации. В результате деформационного старения по прочности они приближаются к у-сплавам 1-й группы. Однако в литом состоянии их использование ограничено низкой пластичностью, поэтому их рекомендуется использовать в деформированном состоянии, после исправления литой структуры.

выводы

1. Регулируя состав сплавов на основе системы Бе-Мп-А1-С-Ы и режимы термомеханической обработки можно сформировать триплекс-структуру (у - а -карбиды; у - е - карбиды; у - £ - а) с разным соотношением, размерами и распределением фаз, обеспечивающую заданный комплекс механических и физических свойств. Экспериментальные результаты рентгеноструктурного фазового анализа хорошо согласуются с прогнозируемыми на основе расчетных диаграмм фазовых равновесий при учете условий кристаллизации и охлаждения.

2. Легирование алюминием уменьшает расслоение по марганцу, расширяет область существования а-фазы, определяет возможность образования каппа-карбида, тормозит процессы рекристаллизации при горячей деформации. Добавка азота также уменьшает расслоение расплава, стабилизирует аустенит, понижает температуру мартенситного превращения, а, следовательно, уменьшает количество Е-мартенсита, образующегося при охлаждении. Это необходимо учитывать при назначении режимов термической и термомеханической обработки.

3. Высокоуглеродистые высоколегированные Ре-Мп-А1-С литые сплавы хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 - 50 % обжатия без образования горячих трещин. Сопротивление горячей деформации растет с повышением содержания алюминия, углерода и азота.

4. При теплой деформации литых сплавов реализуется высокопрочное состояние (о, до 1810 МПа), которому соответствует достаточный запас пластичности. Реализуемая степень деформации всех сплавов при теплой деформации составляет 25 - 50%. Сопротивление теплой деформации увеличивается с ростом содержания углерода, азота и алюминия.

5. Литые Кс-Мп-А1-С-Ы у-сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые, при холодной деформации обладают высокой деформируемостью при большом запасе прочности. ТЮР-эффект дополнительно увеличивает пластичность. Литые . а-сплавы при холодной деформации имеют невысокую прочность и пластичность.

6. При нагреве литых сплавов в аустенитную область (Т=1000°С) проходят процессы гомогенизации, растворение избыточных фаз. При достаточно высоких скоростях охлаждения с 1000 °С в а-сплавах успевают пройти только процессы старения, а в у-сплавах 1-й и 2-й группы дополнительно проходят полиморфные превращения. В результате эти превращения приводят к изменению соотношения фаз после нагрева и охлаждения с 1000 °С. При старении высокоуглеродистых сплавов при Т=550 "С идет выделение карбидов, включая к-карбид и ферромагнитные карбиды (Рс,Мп)3С

цементитного типа, возможно дополнительное у—*а превращение. В а-сплавах при старении при Т=550 °С также могут идти процессы старения из-за небольших добавок С и N. Процессы гомогенизации ведут к стабилизации «-состояния. 7. Исследуемые высокоалюминиймарганцевые сплавы железа с высокой удельной прочностью могут использоваться как в литом, так и в деформированном состоянии в качестве высокопрочных с большим запасом пластичности, теплостойких и износостойких.

Основные результаты диссертационной работы изложены в следующих публикациях:

1. Бронз A.B., Капуткина Л.М., Киндоп В.Э., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г. «Экспериментальное исследование высокотемпературной прочности сплавов Fe-Mn-Al-C-N». Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2012, №3. С.57 - 62.

2. Бронз A.B., Капуткина JI.M., Киндоп В.Э., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г. «Изменение структуры при термической и термомеханической обработке литых высокоалюминиймарганцевых сплавов железа». Известия Вузов. Черная металлургия. 2012, №9. С. 38-42.

3. Bronz A., Deminskaya V., Kaputkina L„ Kindop V., Kremyansky D., Prokoshkina V., Svyazhin A., Siwka J. «Structure and strength cast high aluminum and manganese of iron alloys with a high carbon content». The international virtual journal for science, techniques and innovations for the industry «Machines, Technologies, Materials». 2012, №9. P. 36 - 39.

4. Бронз A.B., Деминская B.Jl., Капуткина JI.M., Киндоп В.Э., Кремянский Д.В., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г., Сивка Е. «Структура и прочность литых высоколегированных алюминий-марганцевых высокоуглеродистых сплавов железа». В сб. тезисов X Международного конгресса «МАШИНЫ, ТЕХНОЛОГИИ, МАТЕРИАЛЫ» Варна, Болгария, 19-21 сентября 2012 г.

5. Бронз A.B., Капуткина Л.М., Киндоп В.Э., Кремянский Д.В., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г. «Влияние добавки азота на мартенситное превращение и образование е-мартенсита в сплавах Fe-Mn-Al-C». В сб. тезисов IX Европейского симпозиума по мартенитным превращениям (Esomat 2012). Санкт-Петербург, 2012.

6. Бронз A.B., Капуткина Л.М. «Исследование Fe-Mn-Al-C-N сталей с высокой удельной прочностьюв» В сб. докладов Молодежной конференции «Новые материалы и технологии в ракетно-космической технике». Центр подготовки космонавтов им. Ю.А. Гагарина, Звездный, 2011.

7. Бронз A.B., Капуткина Л.М. «Исследование алюминийсодержащих сталей с высокой удельной прочностью». В сб. трудов П-ой Всероссийской молодежной школы-

конференции «Современные проблемы металловедения». Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011г. / М: Изд. Дом МИСиС, 2011. С. 200-207.

8. Бронз A.B., Капуткина JI.M., Киндоп В.Э., Кремянский Д.В., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г. «Фазовый состав, структура и механическое поведение многокомпонентных сплавов на основе Fe-Mn-Al-C-N в литом и деформированном состоянии» В сб. тезисов VI-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур - ПРОСТ-2012» Москва, 2012.

9. Капуткина J1.M., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г., Бронз A.B., Деминская B.JI. «Исследование Fe-Mn-Al-C-N сплавов с высокой удельной прочностью». В сб. тезисов X Семинара по термомеханической обработке металлических материалов «Бернштейновские чтения». Москва, 2011.

10. Бронз A.B., Деминская В.Л., Капуткина Л.М., Киндоп В.Э., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г. «Высокотемпературная прочность высокоалюминиймарганцевых сплавов на основе железа» В сб. тезисов III-й Международной конференции «Современные требования и металлургические аспекты повышения коррозионной стойкости и других служебных свойств углеродистых и низколегированных сталей». Москва, 2012.

11. Бронз A.B., Капуткин Д.Е., Капуткина Л.М. «Определение теплоемкости и теплопроводности Fe-Mn-Al-C-N сплавов». В сб. тезисов Международной выставке -конференции «Теплосберегающие технологии». Москва, 2012.

Подписано в печать 15.05.2013. Формат 60x90/16. Бумага офсетная 1,0.п.л. Тираж 100 экз. Заказ № 2649

/^ИЗДАТЕЛЬСТВО

—^■МОСКОВСКОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО ГОРНОГО УНИВЕРСИТЕТА

Лицензия на издательскую деятельность ЛР № 062809 Код издательства 5X7(03)

Отпечатано в типографии Издательства Московского государственного горного университета

119991 Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 6; Издательство МГГУ; тел. (495) 236-97-80; факс (495) 956-90-40

Текст работы Бронз, Александр Владимирович, диссертация по теме Металловедение и термическая обработка металлов

Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»"

На правах рукописи

04201358112

БРОНЗ АЛЕКСАНДР ВЛАДИМИРОВИЧ

СТРУКТУРА И ПРОЧНОСТЬ ЖЕЛЕЗОМАРГАНЦЕВЫХ СПЛАВОВ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ АЛЮМИНИЯ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов и сплавов

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель: д.ф.-м.н., проф. Л.М. Капуткина

Москва-2013

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ...................................................................................................................................3

1 Литературный обзор. Развитие и применение сплавов на основе системы Ре-Мп-А1............6

1.1 Тенденции развития высокопрочных сплавов на основе железа.......................................6

1.1.1 Основные направления в разработках новых сталей.....................................................7

1.1.2 Термомеханическая обработка как эффективный способ формирования структуры ; высокопрочных сплавов (сталей)...........................................................................................11

1.1.3 Перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения.........................16

1.2 Сплавы Ре-Мп-А1-С.............................................................................................................16

1.2.1 Фазы и фазовые превращения........................................................................................16

1.2.1.1 Система Ре-Мп..........................................................................................................16

1.2.1.2 Влияние дополнительного легирования на превращения в сплавах системы Ре-Мп ...............................................................................................................................................20

1.2.1.3 Система Ре-Мп-А1-С.................................................................................................22

1.2.2 Термическая обработка, механизмы упрочнения и свойства Ре-Мп-А1-С сплавов.....27

1.2.2.1 Закалка. Превращения при нагреве и охлаждении..................................................27 I

1.2.2.2 Старение. Фазовые превращения и дисперсионное твердение...............................27

1.2.2.3 Деформационное упрочнение и механические свойства........................................36

1.2.2.4 Окалиностойкость и коррозионная стойкость.........................................................44

1.2.2.5 Физические свойства................................................................................................46 |

1.2.3 Термомеханическая обработка Ре-Мп-А1-С сплавов....................................................48

1.2.4 Проблемы и перспективы применения..........................................................................49

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВНАНИЙ.............................................................51

2.1 Построение и анализ диаграмм фазовых равновесий........................................................51

2.2 Способы получения экспериментальных сплавов.............................................................52

2.3 Выбор режимов обработок..................................................................................................55

2.4 Методики испытаний и исследований................................................................................56

2.4.1 Металлографический анализ............................................................................................56

2.4.2 Рентгеноструктурный анализ...........................................................................................57

2.4.3 Измерение твердости........................................................................................................59

2.4.4 Испытание на горячее и теплое сжатие...........................................................................60

2.4.5 Испытание на изгиб..........................................................................................................61

2.4.6 Измерение плотности.......................................................................................................63

2.4.7 Измерение удельной теплоемкости.................................................................................63

2.4.8 Измерение удельной теплопроводности..........................................................................64

2.4.9 Дилатометрический анализ..............................................................................................66

3 РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ..........................................................................67

3.1 Диаграммы фазовых равновесий системы Ре-Мп-А1-С-Ы. Положение фазовых регионов и возможный фазовый состав...................................................................................................67

3.2 Исследование в литом состоянии.......................................................................................78

3.2.1 Рентгенографические исследования..............................................................................78

3.2.2 Металлографические исследования..............................................................................83

3.3 Горячая деформация............................................................................................................85

3.3.1 Испытание на горячее сжатие. Диаграммы горячей деформации (ДГД).....................85

3.3.2 Структура горячедеформированного металла..............................................................87

3.4 Теплая деформация.............................................................................................................93

3.4.1 Испытание на теплое сжатие. Диаграммы теплой деформации (ДТД)........................93

3.4.2 Структура металла после теплой деформации..............................................................94

3.5 Превращения при нагреве и охлаждении. Отпуск.............................................................96

3.6 Твердость...........................................................................................................................102

3.7 Холодная деформация.......................................................................................................104

3.8 Физические свойства.........................................................................................................108

3.8.1 Исследование параметра решетки...............................................................................108

3.8.2 Плотность.....................................................................................................................110

3.8.3 Теплоемкость................................................................................................................110

3.9 Возможные области применения Ре-Мп-АЮ-Ы сплавов...............................................115

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ.............................................................................................................117

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ.........................................................................................................119

ТУ

ВВЕДЕНИЕ

Указанным требованиям часто удовлетворяют высокопрочные сплавы, созданные на основе системы Fe-Mn-Al-C, представляющие собой новую группу так называемых TRIPLEX сплавов с высоким содержанием марганца и алюминия. Изначально эти сплавы создавали с учетом возможности заменить ими более дорогостоящие аустенитные хромони-келевые коррозионностойкие стали и по применению во многом с ними совпадают. Выбор нового комплекса легирования высокомарганцевых сплавов, содержащих алюминий, углерод и азот, а соответственно и новый набор реализуемых в сплавах свойств, безусловно, дает новые возможности их применения., например, в качестве материала для легких высокопрочных вращающихся деталей в высокочастотном электрооборудовании, благодаря их пониженному удельному весу и немагнитности (или слабой магнитности) в термообработан-ном состоянии. Показано, что эти сплавы перспективно применять в криогенной технике для транспортировки и хранения сжиженных газов. Данные сплавы обладают высоким уровнем пластичности в сочетании с высокой удельной прочностью.

В случае минимизации массы критерием материалов является их высокая удельная прочность, определяемая по отношению прочности к плотности. При этом Fe-Mn-Al-C TRIPLEX сплавы благодаря уменьшенной на 15 - 20 % плотности, по сравнению с традиционными высокопрочными сложнолегированными сталями, могут успешно конкурировать с алюминиевыми сплавами.

Экономические ограничения включают не только стоимость самих материалов, но и их дефицитность, сортамент металлопродукции, затраты на обработку. Из-за дефицитности никеля наблюдается тенденция к замене там, где это возможно, хромоникелевых нержавеющих сталей высокомарганцевыми. Говоря об экономической эффективности, нельзя не сказать об азоте в роли легирующего компонента. Азот является дешевым, и процесс его получения из атмосферы не требует разрушения поверхности и недр земли, неизбежных при добыче руд. Поэтому введение азота в стали позволяет решать не только вопросы повышения их прочности и экономии легирующих элементов, но и решать экологические проблемы.

Целью данной работы являлось исследование структуры и свойств железомарганце-вых сплавов с высоким содержанием алюминия для оценки их применимости в литом и деформированном состоянии.

Задачами работы являлись:

- построение и анализ диаграмм фазовых равновесий;

- выбор режимов обработок и экспериментов;

- изучение структурных и фазовых превращений в процессе горячей, теплой, холодной деформации и при термической обработке;

- определение прочности исследуемых сплавов в различных условиях;

- оценка физических и специальных свойств исследуемых сплавов.

Рассмотрены современные тенденции развития высокопрочных сплавов на основе

железа, основные направления в разработках новых сталей.

Изучены диаграммы фазовых равновесий Fe-Mn, Fe-Al, Fe-Mn-Al, Fe-Mn-Al-C, основные механические и физические свойства сплавов рассматриваемых систем легирова-

ния. Изучены имеющиеся данные о структурных и фазовых превращениях Fe-Mn-Al-C сплавов при нагреве до температур аустенитизации, горячей деформации и охлаждения. Рассмотрены основные режимы термической обработки, наиболее часто применяемые режимы старения, процессы, протекающие при термической обработке и старении. Оценена эффективность деформационнго упрочнения и улучшения механических свойств и микроструктуры Fe-Mn-Al-C сплавов за счет добавления различных легирующих элементов, в том числе азота.

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием ОАО «РКК «Энергия» имени С.П. Королева».

1 Литературный обзор. Развитие и применение сплавов на основе системы Fe-

Mn-AI

1.1 Тенденции развития высокопрочных сплавов на основе железа

В последние несколько десятилетий значительные усилия исследователей направлены на разработку новейших высокопрочных сталей, т.н. advanced high-strenght steel (AHSS). Эту работу вели главным образом в связи с потребностью автомобильной промышленности в уменьшении массы автомобилей для повышения их топливной экономичности и уровня безопасности пассажиров. Ужесточение ответственности и желание автовладельцев повысить свою безопасность в случае аварии и тенденция к увеличению экономии топлива стимулировали широкое применение в элементах конструкции автомобильного кузова новейших высокопрочных сталей. В работе [1] систематизированы актуальные исследования развития высокопрочных сталей.

Применяемые и активно исследуемые в настоящее время новейшие высокопрочные стали (AHSS) включают в себя двухфазные, многофазные и TRIP-стали (стали с пластичностью, наведенной превращением - ПНП-стали). Эти три типа сталей относятся к сталям AHSS первого поколения. Аустенитные стали с TWIP-эффектом (пластичность, наведенная двойникованием - ПНД-стали), легкие стали с индуцированной пластичностью и стали, упрочняемые полосами сдвига принято называть высокопрочными сталями второго поколения. Характерные показатели механических свойств наиболее распространенных сталей этих групп представлены на рисунке 1.

Предел прочности, МПа

Рисунок 1 - Конструкционная прочность традиционных и новейших высокопрочных сталей

разных классов по [1]

Подписи на рисунке: AHSS - перспективные высокопрочные стали третьего поколения, AUST.SS - аустенитные высокопрочные; ВН - упрочняемые горячей сушкой; СМп - углерод-марганцовистые; CP - многофазные; DP -двухфазные; HSLA - высокопрочные низколегированные; IF - без фаз внедрения; IF-HS - высокопрочные без фаз внедрения; ISO - стали по стандарту ISO; L-IP - легкие с индуцированной пластичностью; MART - мар-тенситные; Mild - мягкие; TRIP - ПНП-стали; TW1P - ПНД-стали.

Концепции сталей АНББ первого поколения разрабатываюсь с расчетом на относительно простой химический состав и имели главным образом многофазную микроструктуру на основе феррита. В настоящее время из сталей АНБЗ наиболее распространены двухфазные стали. Помимо повышенной прочности и штампуемости, хорошей свариваемости, двухфазные стали достаточно легко обрабатываются. ТШР-стали, в которых превращение остаточного аустенита в мартенсит при деформации сопровождается деформационным упрочнением, характеризуются сочетанием повышенной прочности и пластичности. Стали АИББ второго поколения демонстрируют значительно более высокие механические свойства, но эти аустенитные стали имеют более высокое содержание легирующих элементов, что приводит и к повышенным производственным затратам. Кроме того обнаружили, что промышленное производство сталей этих составов, в особенности Т\¥1Р-сталей с высоким содержанием марганца, весьма сложно, к тому же Т\¥1Р-стали, как выяснилось, склонны к замедленному разрушению. Недавние исследования показали, что чувствительность к хрупкому разрушению можно уменьшить путем легирования алюминием, хотя действующий при этом механизм еще продолжают изучать [2].

Из рисунка 1 видно, что между свойствами ныне существующих АШЗ-сталей первого и второго поколений имеется некоторый разрыв. Поэтому в настоящее время исследования сосредоточены на заполнении этого промежутка за счет применения усовершенствованных или новых технологических процессов, в которых особое внимание следует уделить промышленному освоению и экономичности разрабатываемых сталей [1]. При этом выделяют несколько стратегических направлений в разработке этих сталей, в числе которых:

- обработка с целью улучшения свойств двухфазных сталей;

- модифицирование обработки традиционных ТШР-сталей;

- разработка высокопрочных сталей с ультратонкой бейнитной микроструктурой;

- внедрение новых технологических маршрутов, включающих закалку и разделение углерода (т.н. (З&Р-процесс) и сверхбыстрый нагрев и охлаждение;

- разработка высокомарганцевых ТШР-сталей.

1.1.1 Основные направления в разработках новых сталей

Разработка АНЗБ-сталей третьего поколения проводилась на основе упрощенной модели химического состава [1]. Рассматривали мартенситно-ферритные и мартенситно-аустенитные микроструктуры. Результаты расчетов, полученные для различного соотношения фаз, показаны на рисунке 1, где отдельные точки конкретных результатов расчета, соот-

ветствующие определенным долям фаз, наложены на экспериментальную диаграмму конструкционной прочности.

Следует отметить, что в качестве показателя пластичности при расчетах по компьютерной модели определяли равномерное удлинение. Для расчета по модели принимались следующие входные параметры: феррит - временное сопротивление разрыву ав а = 300 МПа, истинное равномерное удлинение 8а = 0.3, аустенит - Ств у = 640 МПа, &у= 0.6, мартенсит - а в м = 2000 МПа, бм = 0.08. При расчете исходили из допущения о полностью стабильном аусте-ните, то есть исключали превращение аустенита при деформации. Видно, что прогнозируемые свойства при растяжении ферритно-мартенситных микроструктур накладываются на свойства, которые показывают АНБЗ-стали первого поколения. Область свойств, соответс

Похожие работы

Металлургия
05.16.00