В настоящее время имеется явно выраженная тенденция к расширению применения азота как легирующего элемента в коррозионно-стойких сплавах на основе железа. Азот как легирующий элемент в таких сплавах превосходит другие элементы по аустенитообразугощей и упрочняющей способности. Использование азота в этих сплавах позволяет решать проблемы повышения прочности и экономии дорогих и дефицитных легирующих элементов, таких как никель, кобальт, медь и марганец. Кроме того, имеется возможность создавать сплавы с лучшими по сравнению с характерными для традиционных сталей уровнями и сочетаниями физико-механических и технологических свойств.
Высокоазотистые аустенитные коррозионно-стойкие стали являются перспективным материалом для высоконагруженных изделий, работающих в условиях одновременного воздействия высоких статических, динамических и циклических нагрузок и коррозионной среды. Использование для этих изделий широко применяемых в технике коррозионно-стойких сталей типа Х18Н10 (AISI 304) и Х17Н12М2 (AISI 316) затруднительно из-за их низкой прочности. Применение для указанных изделий из высокопрочных хромоуглеродистых сталей типа 40X13 и 90X18 также затруднительно, так как они не обеспечивают требования по коррозионной стойкости. Изделия из высокоазотистых коррозионно-стойких аустенитных сталей в основном изготавливаются по традиционной технологии, включающей пластическую деформацию. Значительное количество литых деталей судовой арматуры сложной формы, работающих в условиях воздействия повышенных напряжений и коррозионной среды изготавливается из бронз, спецсплавов на основе титана и стали 0Х18Н10Т. Эти изделия работают в условиях воздействия высоких нагрузок и таких сред как: морская вода, пар с температурой до 500 °C, техническая вода, конденсат, дистиллят, воздух высокого давления. Основными недостатками указанных материалов.
4 4 являются их высокая стоимость, низкий уровень прочности и недостаточная коррозионная стойкость стали 08Х18Н10Т. Применение высокоазотистых аустенитных сталей для литых изделий ограниченно из-за отсутствия промышленной технологии их получения. Не изучены структура и физико-механические свойства этих сталей в литом состоянии.
Легирование азотом коррозионно-стойких аустенитных сталей является одним из перспективных путей создания нового материала и технологии производства из него медицинского инструмента. Это позволит качественно, наименее травмирующим образом, без токсикологического воздействия и без износа самого инструмента проводить любые, требуемые хирургией манипуляции с тканями человеческого организма. Внедрение результатов данной работы позволит улучшить качество хирургических операций и эффективность реабилитации больных за счет повышения прочности и износостойкости инструмента, при сохранении, либо повышении его коррозионной стойкости. В России в настоящее время нет качественной стали для медицинского инструмента, т.к. применяющиеся либо не обладают необходимой коррозионной стойкостью, при высокой прочности (это означает токсикологический ущерб из-за попадания продуктов коррозии в организм и коррозионный износ инструмента), либо не обеспечивают необходимого уровня прочности. Важным требованием к материалу для медицинского инструмента является его свариваемость и технологичность при обработки давлением и резанием.
С учетом этого новая коррозионно-стойкая аустенитная азотистая сталь имеет перспективу стать основной сталью в России для производства хирургического инструмента общего назначения и деталей судовой арматуры.
5 4.
Основные выводы.
1.С использованием уравнения Вагнера и параметров взаимодействия Фейхтингера выполнен расчет предельной растворимости азота в сплавах железа с 13 — 30% Сг, 1 — 21%Mn, 1 — 15%N: при содержании 0,02%С и 1%Мо. С использованием модифицированной диаграммы Шефлера и рассчитанного предельного содержания азота в сплавах Fe-Cr-Mn-Ni-Mo определены границы фазовых областей (у, у + а, у + 5, 5) в зависимости от величины Ni-3KB при определенных значениях Сгэкв.
2. Исследование структуры и свойств Fe-Cr-Mn-Ni-Mo-N сплавов с разным содержанием легирующих элементов показало, что высокоазотистые (0,51%N) сплавы 06Х21АГ14Н7М2Ф и 07Х21АГ16Н8МФ обеспечивают после закалки от 1100 °C или прокатки при 1100 °C формирование мелкозернистой аустенитной структуры без мартенсита, феррита, о — фазы и карбидов хрома и получение хорошего сочетания механических свойств, коррозионной стойкости и немагнитности.
3. Установлено, что гомогенизация литого сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф при 1200 °C — 3 ч с последующей закалкой от 1100 °C приводит к изменению морфологии дендритов от остроконечной к глобулярной, уменьшению ликвации легирующих элементов и получению повышенной пластичности (c0l2 = 437 МПа, 5 = 48%, у = 77%).
4. Установлено, что с увеличением степени деформации от 20 до 40% при горячей прокатке сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф температура начала рекристаллизации снижается от 1100 до 1000 °C. В процессе прокатки этого сплава при 950 — 1000 °C с обжатием ~ 70% формируется фрагментированная структура с высокой плотностью дислокаций, обеспечивающая получение сочетания высокой прочности (ав =1314−1335 МПа, а0,2 = 1238- 1258 МПа) и повышенной пластичности (8 = 30- 32%, у = 48 — 54%).
5. Исследование усталостной прочности сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф после закалки от 1100 °C или закалки от 1100 °C + старения при 500 °C -2ч или прокатки при 900 °C показало, что более высокий предел выносливости (oi = 500 МПа) сплав имеет после прокатки.
6. Показано, что большее сопротивление износу в условиях трения скольжения сплав 05Х22АГ15Н8М2Ф имел после закалки от 1100 °C при наличии в его структуре высокоазотистого аустенита с небольшим количеством нитридов Cr2N. При испытании под нагрузкой 0,5 кг и скорости вращения контртела 1160 мин" 1 получена линейная зависимость потери массы образцов от времени испытания.
7. Установлено, что сплав 05Х22АГ15Н8М2Ф в закаленном и деформированном состоянии не склонен к общей коррозии, а после закалки не склонен к МКК и имеет высокое сопротивление питтинговой коррозии в 6% растворе FeCb. Использованные весовой и водородный методы определения скорости коррозии изогнутых пластин из этого сплава в растворах серной и соляной кислот показали, что скорость растворения металла на растянутой стороне пластины выше, чем на сжатой.
8. Исследование структуры металла сварных швов сплава 05X22ATI5Н8М2Ф показало, что у линии сплавления шва формируется ячеистая структура, а в центральной части шва — дендритная. Сварные соединения этого сплава имеют хорошее сочетание прочности (о0>2 =600 -630 МПа) и ударной вязкости (KCU =1,8−1,9 МДж/м2).
9. Установлены режимы резания (V = 21 — 74 м/мин, S = 0,15 — 0,60 мм/об и h = 0,25 — 0,75 мм) при точении без охлаждающей жидкости сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф, обеспечивающие наибольшую стойкость резцов.
10. Из разработанного нового сплава 05Х22АГ15Н8М2Ф (патент РФ № 2 303 648) изготовлены фрезы и развертки, литые корпуса и болты, испытания которых показали, что их качество отвечает требованиям, предъявляемым к материалам медицинского инструмента, деталям судовой арматуры и высоконагруженному коррозионностойкому крепежу.
Заключение
.
Анализ и обобщение литературных данных по структуре и свойствам высокоазотистых коррозионностойких аустенитных сталей показал успешное их использование в качестве высокопрочного материала для бандажных колец генераторов, немагнитных труб буровой техники, немагнитных тросов, железнодорожных колес и высоконагруженных деталей криогенной техники. Однако, в литературе отсутствуют сведения о химическом составе сталей и их режимах обработки, которые можно было бы использовать для медицинского режущего инструмента. Стали для такого инструмента должны обеспечивать высокую статическую и циклическую прочность, вязкость разрушения, износостойкость, коррозионную стойкость, а также свариваемость и удовлетворительную обрабатываемость резанием. Перспективными материалами для указанного инструмента и деталей судовой арматуры являются стали со структурой высокоазотистого аустенита, не содержащей ферромагнитных фаз (феррита, мартенсита), а также карбидов хрома и а-фазы, снижающих пластичность. В связи с этим в работе были поставлены следующие задачи: установление закономерностей изменения структуры и свойств аустенитных высокоазотистых Fe-Cr-Mn-Ni-Mo сплавав в зависимости от их легирования;
— исследование влияния термической обработки и пластической деформации на структуру, физикомеханические и химические свойства нового сплава;
— исследование технологических свойств полуфабрикатов, изготовление и испытания деталей из металла промышленной выплавки нового сплава.
Глава 2. Материал и методы исследования.
2.1 Материал.
Химический состав сплавов выбран с учетом, что он должен обеспечивать:
— высокую растворимость азота в жидком металле и кристаллизацию без образования 5-феррита, определяющую высокое содержание азота в у-твердом растворе;
— формирование структуры с малым количеством труднорастворимых нитридов (с целью измельчения аустенитного зерна), в котором отсутствуют карбиды М2зСб (это осуществляется у низкоуглеродистых Cr-Мп сталей с соотношением C/N < 0,15), и 5-феррита.
Учитывая, что, в дополнение к перечисленным требованиям, сталь должна быть свариваемой, содержание в стали углерода [С] =0,04 и азота [N] 0,4 в минимальных указанных количествах достаточно для обеспечения высокой прочности основного металла и сварного соединения. При содержании углерода более 0,09% и азота более 0,6% соответственно, трудно получить удовлетворительные показатели пластичности и ударной вязкости из — за образования при тепловых выдержках большого количества карбида хрома типа М2зСб и нитридов хрома типа Cr2N, кроме того трудно получить беспористый металл без использования повышенного давления азота под расплавом из — за ограниченной растворимости азота в металле такого состава. Для предотвращения образования карбидов хрома типа М23Сб отношение содержания углерода к содержанию азота не должно превышать.
0,15.
Введение
в сталь 20 — 23% хрома необходимо для обеспечения требуемого уровня коррозионной стойкости и растворимости азота в указанных пределах. При содержании хрома более 23% и никеля менее 5% сталь будет иметь пониженную пластичность из — за образования феррита и о.
— фазы. С увеличением содержания никеля более 15% - из — за снижения растворимости азота в металле невозможно получить сталь с заданным количеством азота. Наличие марганца на уровне 10 — 16% обеспечивает стабильность аустенита по отношению к у — а (М) превращению, повышает растворимость азота и способствует раскислению металла.
Введение
в сталь ванадия более 0,10% обеспечивает мелкозернистую структуру и повышение прочности (за счет образования мелкодисперсных нитридов ванадия). При меньших концентрациях ванадия положительный эффект от его введения незначителен. Увеличение содержания ванадия более 0,3% приводит к снижению прочности металла из — за обеднения твердого раствора азотом в результате образования термически устойчивых нитридов ванадия, диссоциирующих в аустените при температурах выше 1100 °C. При содержании молибдена более 2,0% в металле может образовываться ферромагнитная фаза (5 — феррит). Добавки кальция в количестве 0,005 -0,010%, улучшая морфологию неметаллических включений, повышают пластичность металла и его технологичность, особенно обрабатываемость резанием. Если кальция в металле меньше 0,005% - значительного эффекта от его введения не наблюдается, при увеличении его содержания более 0,010% - дальнейшего улучшения свойств не наблюдается. Рассмотренным выше условиям может удовлетворять сталь, содержащая: 0,4.
— 0,6% N, 20 — 23% Сг, 10 — 16% Мп, 6,0 — 9,0% Ni, 1,0 — 2,0% Mo, 0,1 — 0,3% V, 0,04 — 0,09% С, 0,1 — 0,6% Si, 0,005 — 0,01% Ca. При указанном содержании легирующих элементов выполняется соотношение Ni3KB/ Сгэки = 0,7−0,9.
2.2 Выплавка и горячая деформация слитков.
Выплавка 12 открытых лабораторных плавок заданных химических составов производилась на печи ИСВ-004 в 50-кг тиглях. Химический состав этих сталей приведен в таблице 2.1. Таблица 2.1 — Химический состав сталей*, масс.% пл авки С Si Мп Сг Ni V Nb Mo N.
1 06X21АГ14Н7М2Ф 0,060 0,12 14,34 20,7 7,00 0,17 — 0,58 0,512.
2 07X21АГ16Н8МФ 0,070 0,52 15,90 21,1 8,40 0,29 — 1,05 0,510.
3 04X22АГ 16Н6М2Ф 0,040 0,31 16,60 22,3 5,80 0,10 — 1,98 0,360.
4 04Х22АГ16Н8М2Ф 0,040 0,27 16,20 21,7 7,90 0,11 — 1,99 0,470.
5 07Х24АГ10Н7МФ 0,070 0,39 10,31 23,7 7,20 0,36 — 0,89 0,45.
6 05X21АГ6Н4МФ 0,050 0,32 6,20 20,8 4,29 0,21 — 1,10 0,44.
7 05Х19АГ10Н7М2ФБ 0,050 0,40 9,90 19,4 6,80 0,22 0,17 1,56 0,43.
8 03Х19 АГ 10Н7М2ФБ 0,035 0,28 10,10 19,1 6,70 0,37 0,12 1,52 0,44.
9 04X19 АГ10Н7М2ФБ 0,036 0,32 10,60 19,1 7,00 0,56 0,14 1,54 0,48.
10 03X20 АГ10Н7М2ФБ 0,035 0,35 10,30 19,7 7,1 0,76 0,14 1,53 0,49.
11 03Х22АГ16Н15М2Б 0,030 0,27 15,90 21,8 15,20 — 0,30 0,95 0,62.
12 06Х21АГ14Н8М2Ф 0,060 0,22 14,34 21,0 8,01 0,17 — 1,08 0,512.
13 06X22АГ15Н8М2Ф 0,060 0,27 14,57 21,9 8,06 0,18 — 1,60 0,514.
14 05Х22АГ15Н8М2Ф 0,050 0,31 15,10 21,5 7,90 0,15 — 1,10 0,510 х — содержание в плавках 1−14 содержание в масс.%: S = 0,006−0,008, Р = 0,010 — 0,014, Са = 0,005 — 0,010, В = 0,001 — 0,010, Се = 0,01 — 0,03.
В качестве шихтовых материалов использовали: армко-железо, FeCr 005, FeCr азотированный (5,17% N2), Мп металлический азотированный (7,4% N2), FeMo, FeV, никель Н-3, FeNb, для введения углерода использовали графит химически чистый.
Плавки проводились по следующей схеме. В завалку давали армко-железо и никель. В конце периода расплавления давали: FeCr, FeMo, графит,.
FeNb. После расплавления в металл было отдано расчетное количество азотированного феррохрома и марганца на 1,20% азота (на 0,81% азота — марганцем, на 0,39% азота — феррохромом). После усвоения азотированных материалов шлак был снят и заведен новый, из криолита. Раскисление шлака вели порошком SiCa. За 10 минут до выпуска в металл был присажен феррованадий. Конечное раскисление производили кальцием металлическим на 0,01%) кальция за одну минуту до выпуска. Разливку металла производили сверху через промежуточную воронку в изложницу? 10 кг. Визуальный осмотр полученных слитков и прутков показал отсутствие поверхностных дефектов в виде пор и трещин. После отрезки прибыльной части металл был прокован на прутки квадрат 15×15 мм и прокатан на сутунки толщиной 20 мм.
Сталь марки 05Х22АГ15Н8М2Ф выплавляли на ОАО «Металлургический завод Электросталь» в индукционной печи, с последующим электрошлаковым переплавом (Ш) на два слитка с маркировкой Ш-16 774 и Ш-16 777. Выплавка исходного металла производилась в однотонной открытой индукционной печи СПЦ-4 в соответствии с технологической инструкцией И-9−97 и рекомендацией ПИЛ С-82−03. В завалку были использованы отходы подходящего химического состава, а именно: кусковые отходы 03X17H14M3 и отходы стали ЭП750, составившие суммарно 30% от веса завалки. Кроме того, в завалку был присажен никель HI-У и Армко-железо производства Оскольского металлургического завода.
В конце периода расплавления в металл были присажены металлический марганец и марганец высокоазотированный. После проверки химического состава, включая содержание азота, химический состав был скорректирован добавками соответствующих ферросплавов (ферромарганца, феррохрома, ферромолибдена).
После полного расплавления шихты и усвоения ферросплавов при температуре 1520−1530°С шлак снимали и заводили новый из извести и флюса АНФ 1−3-0 (5 кг/тн и 0,5 кг/тн соответственно). Шлак раскисляли порошкообразным силикокальцием в количестве 3 кг/тн.
После осветления шлака металл делегировали ферросилицием 75%. За 10 минут до выпуска присаживали феррованадий. Конечное раскисление металла проводили присадкой кальция металлического на 0,1%.
Продолжительность рафинировки (от укачивания шлака до выпуска) составляла 20 минут. Температура металла перед выпуском была 1550° С, в ковше — 1530° С.
Металл был разлит сверху, в электродные слитки 0 250 мм, в атмосфере аргона, с засыпкой прибыльной части экзосмесью. Скорость наполнения до прибыли составила 82 -87 сек, общая продолжительность 2 минуты.
Электрошлаковый переплав чищеных электродов до 0 250 мм с приваренными инвентарными головками исходных плавок № 93 978 и № 93 980 стали 05Х22АГ15Н8М2Ф-Ш производили в кристаллизаторе 0 320 мм в соответствии с ТИ № ЭШ-25−98, группа 2, и рекомендацией ЦИЛ № Ш-200−03. Из-за пониженного содержания марганца в исходном металле, в соответствии с рекомендацией в исходный флюс добавляли марганец металлический. Замечаний в процессе ЭШП не было, в результате были получены два слитка, которым была присвоена вышеупомянутая маркировка Ш-16 774 (1сл.) и Ш-16 777 (1сл.). Охлаждение слитков — на воздухе.
Поверхность слитка плавки Ш 16 777 — хорошая. На слитке пл. Ш-16 774 — электропробой, который был подточен.
Нагрев и ковка на молотах слитков 0 320 мм плавок Ш-16 777 и Ш-16 774 стали 05Х22АГ15Н8М2Ф-Ш производились в соответствии с технологической инструкцией ТИ131-К1−02 и распоряжением № Р5−609−03.
Нагрев слитков 0 320 мм производился в методической печи № 1. Температура нагрева под деформацию по диаграмме 1130−1140° С (по распоряжению — 1160±-20°С). Время выдержки в сварочной зоне — 1 ч 45 мин. При ковке на поверхности слитка 0 320 мм плавки Ш — 16 774 было обнаружено небольшое количество трещин, металл был удален из печи в виде заготовки квадрат 250 мм. После шлифовки заготовки квадрат 220−230 мм были продеформированы на прессе с получением промежуточной заготовки 0 180 мм. Температура нагрева заготовок под деформацию — 1180° С. При ковке образовались единичные рванины. От заготовок 0 180 мм на станке горячей резки были отрезаны по 2 заготовки. После подогрева они были осажены на шайбы высотой 65 мм и после зачистки поверхности от дефектов были продеформированы на прессе на заготовки квадрат 130 и 120 мм.
По результатам наблюдений за предыдущими переделами рекомендовано поднять температуру нагрева перед деформацией до 1200° С.
Шлифованные заготовки? 130 мм (Ш-16 777) и? 120 мм (Ш-16 774) проковали на молотах на чистый сорт 0 100 и 0 50 мм без замечаний. Температура нагрева под деформацию составляла 1200 °C. Металл был термически обработан в малых камерных печах термического цеха по режиму: нагрев до 1100 °C с выдержкой 2 часа, охлаждение в воде.
Заготовки 050 мм были переплавлены в печи ИСТ-160 завода «Армалит» и получены литые заготовки 020 мм и 3-х фланцевый литой корпус.
Анализ макроструктуры заготовок диаметром 80 и 100 мм показал отсутствие дефектов в виде трещин, расслоений, пузырей и пленок, скоплений крупных неметаллических включений.
2.3 Структурные методы исследования Оптическая металлография.
Микроструктуру изучали с помощью оптических микроскопов «NEOPHOT-2» и «NEOPHOT-32», применяя методы количественной металлографии. Шлифы приготовляли шлифовкой на наждачной бумаге и полировкой с последующим выявлением структуры химическим травлением в реактиве, содержащем 1 часть HN03 и 3 части НС1.
Рентгеноструктурный анализ.
Рентгеноструктурный анализ проводили при температурах 20−1000°С в высокотемпературной приставке УВД-2000 к дифрактометру ДРОН-3 с использованием СоКа излучение с Feфильтром. Определяли качественный и количественный фазовый состав, параметры решетки для уфазы. Для определения параметров решетки и количественного фазового состава использовали рефлексы (111) у, (110)а, (002)Cr2NТочность определения параметра решетки составила 0,002 для всех измерений.
Определение фазового состава при комнатной температуре стали проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3, совмещенном с компьютером PC AT. Использовалось кобальтовое Со Ка излучение и графитовый монохроматор. Экспериментальные данные обрабатывались с помощью программного комплекса КОИМЕТ. Для идентификации фаз использовались данные POWDER DIFFRACTION FILE (картотека ASTM).
Электронная микроскопия.
Электронномикроскопическое исследование проводилось на тонких фольгах. Фольги получали из массивных образцов. Предварительное.
36 утонение вырезанных пластин толщиной -1,5 мм осуществляли шлифовкой на микронных шкурках до толщины -1,0 мм. Окончательное утонение до образования лунки, а затем и отверстия, проводили электрополировкой в фосфорнохромовом электролите при напряжении 20 вольт и плотности тока около 3 а/см. Полученные фольги изучали на электронном микроскопе ЭМВ-100Л с ускоряющем напряжением 100 кВ. При анализе в ходе исследований микродифракционной информации применяли аналитические методы [79,80].
2.4 Механические испытания.
Испытания на растяжение проводили при комнатной температуре для определения ав> Go, 2, S, |/ в соответствии с ГОСТ 1497–84 на машине INSTRON-1185 со скоростью нагружения 1 мм/мин, на образцах с рабочим диаметром 5 мм. При измерении механических свойств на каждую точку использовалось не менее трех образцов.
Испытания на ударную вязкость проводили в соответствии с ГОСТ 9454–78 и ГОСТ 9450–76 на маятниковом копре Roell Amsler на стандартных образцах с V-образным концентратором радиусом 0,25 мм (тип 1У).
Твердость образцов измеряли по Виккерсу при нагрузке 10 кгс в соответствии с ГОСТ 2999–75 и по Роквелу при нагрузке 150 кгс (шкала С) в соответствии с ГОСТ 9013–59. Измерения микротвердости проводили на приборе ПМТ-3 при нагрузке 50 и 100 г и на приборе М-400-Н фирмы «Ьесо» при нагрузке 100 г в соответствии с ГОСТ 9450–76. Для подсчета средней величины твердости и микротвердости на каждом образце проводили не менее 10 измерений.
Испытания на циклическую усталость проводили на машине для усталостных испытаний материалов «Instron модель RR Мооге» при частоте нагружения 50 Гц. Испытания проводились на стандартных образцах и на образцах с V-образным концентратором радиусом 0,25 мм. Были проведены испытания как на воздухе, так и под капельницей с аналогом морской воды-3,5%NaCl.
Испытания на износостойкость стали проводили на лабораторной установке, реализующей схему трения скольжения торца закрепленного круглого образца диаметром 10 мм (испытуемого материала) по вращающемуся плоскому диску (контртелу) из стали ШХ15 с твердостью 60 HRC и диаметром 200 мм без смазочного материала. Диск вращался с постоянными скоростями 460 и 1160 м/мин. К испытуемому образцу прикладывалась продольная нагрузка Р=0,5, 1, 2 и 4 кг. Испытуемый образец притирался при этих нагрузках в течение 30 мин. Взвешивание образцов до и после испытаний выполняли на аналитических весах с ценой деления 1 мг. Время испытаний составляло 10, 30, 60, 120 и 240 мин. Износостойкость определяли по потере массы образца в процессе испытания.
Сварные соединения получали с помощью ручной аргонно-дуговой сварки и дуговой сваркой под флюсом АНК-67 с применением проволоки диаметром 3 мм, химический состав которой соответствовал основному металлу.
При испытаниях на обрабатываемость при продольном точении использовался токарный станок модели 1К62, применялся проходной отогнутый резец с твердосплавной накладкой из сплава ВК8, размером 25×16×140, вылет резца из суппорта 50 мм.
Заготовки зажимались в трехкулачковый патрон, с поджатием центром. Обдирка и обточка производилась с одного установа, но разными резцами. Время обработки на всех режимах — 20 минут.
Каждый резец (режущая часть) фотографировался до обработки и после. При наложении фотографий — видим износ резца.
Испытания на стойкость к сплошной (общей) коррозии Образцы стали испытывали в соответствии с ГОСТ 9.908−85 в 0,9% растворе NaCl (физиологический раствор) на одном образце для листов и на двух образцах для прутков. Определяли показатель сплошной или общей коррозии Дт как:
Дт=(шоmj)/S, где-то — масса образца до испытаний, гт{ - масса образца после испытаний и удаления продуктов коррозии, гS — площадь поверхности образца, м". Затем определяли скорость коррозии Кт как:
Кт = Ат/т, г/мч, где твремя выдержки в коррозионной среде, ч.
Испытания на МКК. В соответствии с ТУ склонность исследуемой в данной работе стали к МКК, определяли по ГОСТ 6032 на одном образце для* листов и на двух образцах для прутков методом АМУ в течение 24 ч без провоцирующего нагрева (т.к. это нестабилизированная сталь, не содержащая титан или ниобий, с содержанием углерода более 0,030%). Проводили кипячение образцов в водном растворе CuS04 + H2S04 в присутствии металлической меди. После воздействия раствора образцы изгибали на оправке под углом 90° и определяли наличие/отсутствие МКК по наличию/отсутствию трещин при осмотре через лупу с увеличением в 10 раз. Из двух листов толщиной 1 мм (в различных состояниях — Н, ТО, ТМО) были вырезаны (в направлении прокатки) образцы шириной 15 мм, длиной 60 мм. Из двух прутков (в каждом из состояний — ТО, ТМО) были изготовлены по 2 образца толщиной 2 мм, шириной 15 мм, длиной 60 мм. Поверхность образцов была механически отполирована. Т.к. провоцирующий нагрев не проводили, перед шлифовкой не требовалось удалять окалину после нагрева механическим, либо химическим способом.
Исследование коррозионной стойкости выпуклых и вогнутых сторон изогнутых пластин в водных растворах серной и соляной кислот.
Для исследования коррозионной стойкости пластины из стали изгибали в специальной ячейке, изготовленной из стеклотекстолита и помещали в корродирующую среду. Небольшой изгиб металлической пластины обычно создает значительные напряжения. Образцы имели вид прямоугольных пластинок длиной 30−75 мм, шириной 10−20 мм и толщиной 0.1- 0.8 мм. Для изоляции одной из сторон пластинки использовался лак ХВ-784, представляющий собой раствор хлорированной поливинилхлоридной смолы в смеси летучих органических растворителей с добавками пластификатора. Образцы обезжиривались эфиром, промывались дистиллированной водой и покрывались лаком. Затем он высушивались при температуре 18−22 °С в течение одного часа. Вторично нанесенный слой лака высушивался при температуре 60 °C в течение одного часа. Скорость коррозии контролировалась по относительной потере веса прокорродировавшего образца. На установке для изучения коррозии под напряжением весовым методом ячейка с образцом прикреплялась к чашке весов снизу и помещалась в сосуд с агрессивной средой. Наблюдения за изменением веса фиксировались на дисплее компьютера. Измерения на весах фирмы Сарториус проводились с точностью до пятого знака. Скорость фиксации растворения пластин методом непрерывного изменения веса определяли по наклону нормированной кривой. Нормирование осуществляли делением текущих значений массы на значение, зафиксированное в начале эксперимента (через 10−15 секунд, идущих на установление равновесного состояния в жидкой среде после подвешивания ячейки).
Скорость коррозии контролировалась также по количеству выделившегося в процессе реакции водорода. Исследуемый образец в изогнутом виде помещался в сосуд с растворителем. Бюретка, заполненная кислотой с расширяющимся концом в виде воронки, покрывала металлическую пластину. Выделяющийся в процессе реакции водород поднимался вверх, вытесняя из бюретки кислоту. По вытесненному объему растворителя, отдельно с выпуклой и с вогнутой сторон образца, судили о скоростях реакций.
Для определения микротрещин на вогнутой и сжатой стороне пластины после испытания в 23% растворе серной кислоты использовали неконтактный лазероаккустический метод [81].
С помощью импульсного лазерного излучения на поверхности металла возбуждается волна Релея, которая далее распространяется вдоль поверхности. Скорость распространения этой волны определяется упругими свойствами поверхности металла. На некотором расстоянии от точки возбуждения происходит регистрация поверхностной волны. Регистрация осуществляется также неконтактным оптическим методом. Луч непрерывного Не — Ne лазера направляется параллельно металлической поверхности поперек распространения импульса деформации. При пересечении поверхностной волной лазерного луча происходит модуляция интенсивности света, попадающего в фотоприемник, что позволило регистрировать амплитуду и фазу поверхностной волны. Низкочастотные деформации проникают глубже под поверхность, а волна деформации на высоких частотах концентрируется в металле в приповерхностном слое, толщиной порядка длины волны.
Обработка давлением.
Для проведения исследований были изготовлены клиновидные заготовки, размеченные на сегменты, которые затем подвергались прокатке при температурах 700, 800, 900, 1000 и 1100 °C. Ввиду клиновидной формы заготовок каждый сегмент подвергался различной степени обжатия. На всех заготовках были получены сегменты, имеющие степень деформации от 10 до 90%. Наибольшее обжатие было с большей стороны клина. Затем горячекатаные заготовки были разрезаны по данным сегментам. Были проведены исследования микроструктуры и определение твердости по Виккерсу в продольном и поперечном сечении сегментов.
Кроме клиновидных образцов исследовали также плоские заготовки размером 25×50×150 мм. Часть этих заготовок прокатывали при 1050 °C с обжатием 75% и закаливали от различных температур, от 850 до 1200 °C. Другую часть заготовок прокатывали при температурах 950, 1000, 1050 и 1100 °C.
Глава 3. Влияние легирования на структуру и свойства коррозионно-стойких аустенитных азотосодержащих сплавов.
3.1 Влияние легирования на предельную растворимость азота в коррозионностойких низкоуглеродистых сплавах Fe-Cr-Mn-Mo-N.
Растворимость азота при затвердевании Fe-Cr-Mn-Ni-N сплавов при атмосферном давлении над расплавом зависит от химического состава сплава. Увеличение концентрации хрома при постоянном содержании никеля в сплаве повышает растворимость азота. В противоположность хрому, марганцу, молибдену и ванадию, никель снижает растворимость азота [82,83]. В связи с этим, приобретает первостепенное значение знание предельной растворимости азота в сплавах. Особую важность это имеет в Fe-Cr-Mn-Ni-Mo-сплавах, которые находят широкое практическое применение. Использование этих данных позволяет устанавливать концентрационные интервалы, определяющие фазовый состав указанных сплавов.
В настоящей работе приведены расчёты предельной растворимости азота в сплавах системы Fe-Cr-Mn-Ni-Mo. Предел растворимости азота в аустенитных сплавах, содержащих хром, углерод, молибден, ванадий, никель, кремний и марганец, рассчитывали по уравнению Вагнера [84]:
IgfNJ = lg[N]Fe -±-е" ¦ [RJ-^trNR ¦ [R]2 + UgPN, (1) i=3 ^ i=3 ^ с использованием следующих значений параметра взаимодействия первого и второго порядков [85]: ecNr[Cr] = -0,048-ecN[C] = +0,118- [Mo] = -0,013-efj Si] = +0,043;
Ni] = +0,011 -ef [Мп ] = -0,024 -evN[V] = -0,098 -e" N =0,13- rcNr = 3,5 ¦ 10−4-C = 3,2 ¦ 10~5-r™ = 3,5 ¦ 10~s= 7,9 • 10~s.
Параметры взаимодействия, предложенные Фойхтингером рассчитаны для температуры 1600 °C, тогда как содержание азота в твердом металле определяется условиями разливки и кристаллизации металла. Поскольку для большинства высокохромистых сплавов растворимость азота с понижением температуры расплава возрастает, азот вводят в металл при температуре, которая на ~100°С выше температуры ликвидус. Температурную зависимость растворимости азота характеризует уравнение Чипмана-Корригана [86] ш]=~~(^-075)-±4-т (2).
С использованием расчетных данных по предельной растворимости азота (таблица 3.1.1) построены зависимости максимальной концентрации азота от содержания хрома в интервалах 13 — 30%, марганца 1 — 21%, никеля 1 — 15% в сплавах железа, содержащих 0,02% С и 1% Мо (Рис. 3.1.1 и 3.1.2).
Эти зависимости показывают возможности легирования сплава с целью разработки высокопрочных немагнитных коррозионностойких сплавов. При расчете содержания азота, не приводящего к образованию пузырей и пористости кристаллизационного характера, следует ввести коэффициент композиционной устойчивости азота, равный 0,78 предела растворимости.
Как видно из рисунка 3.1.1, при раздельном и совместном увеличении содержания хрома и марганца растворимость азота в расплавах Fe-Cr-Mn-Ni-Мо увеличивается. Влияние хрома примерно в три раза больше, чем влияние марганца. При этом никель оказывает противоположное хрому и марганцу влияние, снижая растворимость азота. Влияние никеля на растворимость азота иллюстрируется также рисунком 3.1.2.
12 24 Cr, «Mi.
Рис. 3.1.1 Влияние хрома на растворимость азота при кристаллизации.
Cr-Mn-Ni-Mo сплавов (при 1% Мо, 0,02%С) легированных никелем в количествах (мас.%): а — 1%, б — 3%, в — 5%, г — 7%, д — 10%, е — 13%, ж — 15% и с содержанием марганца (мас.%): ¦-1> А — 6, ¦ -12, х-18, 21 1,2.
•4 г.
1-Г б 9 12 15 18 Ni, %.
Рис. 3.1.2 Влияние никеля на предельную растворимость азота в сплавах Fe-Cr-9%Mn-Ni-l%Mo-0,02%C при содержании хрома: 1 — 13- 2 — 16- 3 — 19- 4 -21- 5−24- 6−27- 7−30%.
