Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия

На правах рукописи

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

Москва – 2013

Работа выполнена на кафедре Пластической деформации специальных сплавов Федерального государственного автономного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС».

Научный консультант:

доктор физико-математических наук, профессор Людмила Михайловна Капуткина

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Крапошин Валентин Сидорович (МГТУ им. Н.Э. Баумана);

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

Ведущая организация: ГНЦ РФ ОАО НПО «ЦНИИТМАШ

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

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

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

Автореферат разослан « » 2013 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета, доктор физико-математических наук, профессор С.И. 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 c 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 немагнитности (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-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.

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

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)% Mn + (0 – 14,4)% Al + (0,02 – 2,18)% C 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 -мартенсита, образующегося при охлаждении.

2. Для широкого интервала варьирования состава сплавов при давлении азота P N = 0, – 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 Fe-Mn-Al-С сплавы, хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 – 50 % обжатия без образования горячих трещин. В ходе теплой деформации в исследуемых сплавах реализуется высокопрочное состояние (в до 1810 МПа) при достаточном запасе пластичности (до 50%).

Предел текучести при комнатной температуре высокоуглеродистых аустенитных (до 2,18% С) Fe-Mn-Al-С сплавов достигает 1200 МПа.

4. Экспериментально доказано, что в литом и деформированном состоянии возможно получать высоколегированные сплавы на основе Fe-Mn-Al-C-N в широком диапазоне концентраций легирующих элементов. Регулируя состав сплава и режимы термомеханической обработки можно сформировать триплекс-структуру ( – – k-карбид;

– – k-карбид;

– – ) 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 высокоалюминиймарганцевых 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 -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 мартенсита, образующегося при охлаждении. Это необходимо учитывать при назначении режимов термической и термомеханической обработки.

3. Все сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые высоколегированные Fe-Mn-Al-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 (в 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 Fe-Mn-Al-С-N -сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые, при холодной деформации обладают высокой деформируемостью при большом уровне прочности. TRIP эффект дополнительно увеличивает пластичность. Литые -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 Fe-Mn-Al-С-N 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 термомеханической обработки исследованных сплавов.

Положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментальные данные о диаграммах фазовых равновесий сплавов системы Fe-Mn-Al-C-N, возможном фазовом составе литых сплавов,, 2. Установленные возможности уменьшения расслоения, стабилизации однофазной области и способности к старению. В результате для широкого диапазона концентраций Fe Mn-Al-C 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 Fe-Mn-Al-C-N 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);

II-й Всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения» (г. Пицунда, Абхазия 2011г.);

X Семинаре по термомеханической обработке металлических материалов «Бернштейновские чтения» (Москва, 2011г.);

VI-й Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур – ПРОСТ-2012» (Москва, 2012 г.);

III-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, 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-С, основные механические и физические свойства сплавов рассматриванемых систем легирования. 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.

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 Массовая доля элемента, % масс.

Сплав № Mn Al Si Mo C N* 1 (32К) 16,8 0,01 0,86 2,0 1,62 0, 2 (35К) 21,2 6,2 0,50 0,20 1,10 0, 3 (36К) 19,1 7,5 0,60 1,20 1,47 0, 4 (33К) 19,1 9,0 0,50 0,03 2,18 0, 5 (34К) 23,9 4,0 0,54 0,01 1,80 0, 6 (38К) 25,3 0,01 0,20 0,001 0,02 0, 7 (39К) 23,7 7,5 0,20 0,001 0,05 0, 8 (40К) 22,6 14,4 0,20 0,001 0,05 0, 9 (45К) 23,8 4,6 0,20 0,001 0,05 0, 10 41К) 25,6 0,01 0,20 0,001 0,03 0, 11 (42К) 23,7 8,1 0,20 0,001 0,05 0, 12 (43К) 24,3 11,5 0,20 0,001 0,03 0, 13 (44К) 24,1 5,3 0,32 0,001 0,04 0, – – – – 14 13,4 7, – – – – 15 12,7 7, – – – – 16 14,0 12, Примечание:* – общее содержание азота в сплаве, определенное методом экстракции на приборе фирмы LECO TN- 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, мм. Литые образцы сплавов1 – 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 РAr = 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 = 0,1 с-1 вдоль оси цилиндрических образцов высотой h = 9,70 – 11,45 мм и диаметром = 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 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-Calc 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 6, 10 (Fe + 23,5% Mn, рисунок 1, а) после ускоренного охлаждения должны быть чисто аустенитными, поскольку марганец эффективный стабилизатор, т.е. расширяет -область и снижает температуру мартенситного превращения Мн. Известно, что двойные сплавы Fe-Mn с высоким содержанием марганца склонны к расслоению в жидкой фазе на области, обогащенные марганцем, вплоть до состава, соответствующего образованию -Mn и области с относительно малой концентрацией марганца. Кроме того, в ходе ускоренного охлаждения в сплавах Fe-Mn с содержанием марганца 10 – 27 %) возможно превращение с образованием парамагнитного мартенсита с ГПУ-решеткой по сдвиговому механизму мартенситного типа.

без азота c 0,135% N N а б Диаграмма фазовых равновесий системы Fe-Mn Влияние 0,135% N на диаграмму Fe-Mn в г Политермический разрез (Fe+13,5%Mn) – Al Политермический разрез (Fe+23,5%Mn) – Al Рисунок 1 – ДФР, рассчитанные с помощью программного продукта Thermo-Calc В результате ускоренно охлажденные литые двойные сплавы с высоким содержанием марганца могут иметь трехфазную структуру + + -Mn.

Добавка азота уменьшает расслоение расплава (рисунок 1, б), стабилизирует аустенит, понижает температуру мартенситного превращения, а, следовательно, уменьшает количество -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 стабилизатором, область существования -твердого раствора сужается. Поэтому сплавы 9, 13, 7, 11 по мере увеличения содержания алюминия могут иметь двухфазную ( + ) структуру с увеличением доли -фазы, а сплавы 8, 12 – быть полностью ферритными (рисунок 1, в – г). В структуре сплавов 14 – 16 тройной системы Fe-Mn-Al в исследуемом диапазоне концентраций Mn (12,7 – 14,0%) и Al (7,5 – 12,0%) может быть либо только фаза, либо -фаза с небольшим количеством аустенита или -мартенсита.

Легирование Fe-Mn-Al 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).

а б Политермический разрез Политермический разрез (Fe+16,8%Mn+0,01%Al+0,86%Si+2,0%Mo) – С (Fe+23,9%Mn+4,0%Al+0,54%Si+0,032%N) – С Рисунок 2 – ДФР сплавов 1 (а) и 5 (б) Фазовые составы литых сплавов, рассчитанные по Thermo-Calc и полученные с помощью рентгенографического исследования, приведены в таблице 2.

Таблица 2 – Фазовые составы, рассчитанные по Thermo-Calc и полученные с помощью рентгенографического исследования, литых сплавов при 25C o Сплав Период решетки Период Период решетки Фазовый состав при 25 C -твердого решетки -карбида, Расчет Эксперимент раствора а, -твердого раствора а, 1 (32К) + Ц + MexCy 3,6365 ± 0, +(следы)+MexCy(следы) - 2 (35К) + + MexCy +kappa(следы) 3,6703 ± 0,0083 - 2 зак.1090 C ++Ц + kappa 3,6781 ± 0,0005 3,6589 ± 0, 3 (36К) +MexCy(+kappa) 3,6757 ± 0,0025 - 4 (33К) + MexCy +kappa + kappa 3,7206 ± 0,0040 3,7174 ± 0, 4 зак.1070 C ++Ц 3,6512 ± 0,0037 - 5 (34К) +AlN+MexCy 3,6690 ± 0,0017 - (+kappa) 6 (38К) + (+) + + -Mn - 3,6027 ± 0, 7 (39К) (+) 2,9076 ± 0,0007 8 (40К) + 2,9070 ± 0,0013 9 (45К) + + (следы) - 3,6301 ± 0, + (+) + + -Mn 10 (41К) - 3,6077 ± 0, 11 (42К) (+) + 2,9111 ± 0,0043 12 (43К) + (следы) 2,9160 ± 0,0036 3,6397± 0, 13 (44К) + - 3,6317 ± 0, + 2,8891 ± 0, 14 + 2,8920 ± 0, 15 2,9018 ± 0, 16 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 AlN в сплавах, микролегированных азотом, а следы высокотемпературных карбидов типа MexCy были замечены лишь в высокоуглеродистом сплаве 1. Расслоение и ликвация по марганцу проявились путем появления -фазы в сплавах 1, 6, 8 – 11, а в сплавах 6, 10 и вовсе наблюдали фазу -Mn. Ускоренное охлаждение при низких температурах способствовало переохлаждению аустенита до комнатной температуры. Поэтому -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 (там обнаружены следы каппа-карбида) и 4. После обработки на твердый раствор при 1070 1090 °С каппа-карбид отчетливо проявился в сплаве 2, но устранялся в сплаве 4.

По исходному фазовому составу все сплавы удобно разделить на 4 группы:

-сплавы высокоуглеродистые 1 – 5 (1-я группа), -сплавы малоуглеродистые 6, 9, 10, 13 (2-я группа, область II на рисунке 1,г), -сплавы 7, 8, 11, 12 (3-я группа, область III на рисунке 1,г), 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 – 16 – зеренную структуру (рисунок 3). Рассчитанная по структуре скорость охлаждения всех сплавов составила 100 – 1000 К/с.

3 3 а а б Рисунок 3 – Микроструктура сплавов 3 (а) и 14 (б) в литом состоянии. Поперечное сечение слитка Все сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые высоколегированные Fe-Mn-Al-С-(N) литые сплавы, хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 – 50 % обжатия без образования горячих трещин. Диаграммы горячей деформации сплавов 1 – 13 приведены на рисунке 4.

а б Рисунок 4 – Диаграммы горячей деформации сплавов 6 – 13 (а) и 1 – 5 (б).

Тдеф= 950 – 1000°С, = 0,1 с- 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 ( = 0,1 с-1) Сплав, № Параметры 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 Тдеф,С 1000 1000 1000 1000 1000 1000 950 950 1000 1000 950 1000 ФС* (+Ц) +kappa (+AlN) (+) (+) (+) (+) (+) ++ ++- (++ ++ ФС** +kappa +kappa + (+) (+) ) +kappa Mn Mn max, МПа 131 119 116 198 170 135 67 53 160 150 70 153 max, % 8 12 4 8 4 45 44 24 23 45 28 21 Примечание:

* – Фазовый состав при температуре деформации, рассчитанный при помощи программы Thermo-Calc.

** – Фазовый состав, экспериментально определенный рентгеноструктурным анализом после деформации и охлаждения.

Степень развития рекристаллизации при одинаковых параметрах горячей деформации возрастает в следующем ряду сплавов: Fe-Mn-(N), Fe-Mn-Al-C-(N), Fe-Mn-Al-(N). 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 Fe-Mn-Al-C-(N). Это приводит к существенному изменению фазового состава после нагрева и горячей деформации, в частности, в сплавах Fe-Mn-Al(-N) заметно уменьшается количество -Mn 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-1. Диаграммы теплой деформации сплавов 1 – 13 приведены на рисунке 5.

Рисунок 5 – Диаграммы теплой деформации сплавов 1 – 13. Тдеф= 550°С, = 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, = 0,1 с-1) Сплав, № Параметры 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 +(сле ФС литое ды)+ +kappa ++ +(сле ++ +(сле +kappa + + сост. +MexCy (следы) ды) +-Mn ды) +-Mn (следы) + + + +MexC ++ ФС* + () + + +MexCy +MexCy +MexCy y+kappa +AlN +(сле + + ды)+ +kappa (следы) ++- (следы) ФС** + (следы) +kappa Mn +-Mn +MexCy (следы) (следы) (следы) max, МПа 1810 1665 1650 1637 1450 657 923 1290 1005 730 1175 942 max, % 37 45 36 30 33 36 22 26 43 53 44 44 Примечание:

* – Фазовый состав при температуре деформации, рассчитанный при помощи программы Thermo-Calc.

** – 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 области (Т=1000 °С) со Vохл=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: () или (+карбиды).

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

При старении при Т=550 °С в -сплавах Fe-Mn-Al-C-N идет выделение обычных карбидов MexCy (включая k-карбид и ферромагнитные карбиды (Fe,Mn)3C цементитного типа), что ведет к более сильному изменению состава, который при охлаждении до Ткомн будет либо оставаться аустенитом (сплав 1), либо в нем дополнительно проходит превращение.

В -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.

Твердость, HV 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 -сплаве 10 (2-я группа) твердость после старения практически не изменилась, а в -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.

а б в Рисунок 7 – Характерный вид диаграмм изгиба сплавов 1-й группы (а), 2-й группы (б), 3-й группы (в) Стоит отметить, что -сплавы 3й 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 или превращения.

Таблица 5 – Фазовый состав и характеристики диаграмм изгиба Фазовый Угол Фазовый B max, Сплав состав после пц, МПа упр, МПа 0,2, МПа загиба, состав литых МПа изгиба град 1 (32К) +()+(MexCy) + MexCy 699 778 909 1768 26, 2 (35К) + (kappa) + 795 886 1041 1693 42, 3 (36К) – – 1651 1877 2, 5 (34К) 1052 1099 1213 1332 3, 6 (38К) + + -Mn ++ (-Mn) 681 745 1009 1776 101, – 7 (39К) 531 550 566 1, 9 (45К) + () +() 317 342 401 1071 130, 10 (41К) + + -Mn +()+(-Mn) 234 252 323 1136 124, 12 (43К) + () – 243 278 358 1, 13 (44К) 283 308 365 1095 128, Экспериментальные оценки физических и механических свойств исследованных сплавов приведены в таблице 6. Минимальная плотность составляет не более 6,5 г/см (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% ( Mn = 7, г/см3) и, особенно, алюминия до 14 – 15% (Al = 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 -решетки приблизительно составляет 10%.

Таблица 6 – Сводная таблица свойств Fe-Mn-Al-C-N сплавов max max изг 1000 b Теплоемкость Теплопровод Фазовый Плотность Магнит,,, Сплав 25-100 С, ность 25-100С, HV состав, г/см3 ность Дж/кг*К Вт/(м*K) км км км 1 (32К) +()+(MexCy) 7,7074 364 8,6 293 1,7 24,0 23, 2 (35К) +(kappa) 7,3282 399 8,4 279 1,7 23,2 23, 3 (36К) 6,9552 405 8,0 434 1,7 24,2 27, 4 (33К) + kappa 7,0181 376 7,2 447 2,9 23,8 5 (34К) 6,9994 369 7,3 376 2,5 21,1 19, 6 (38К) + + -Mn 7,4643 454 15,3 204 1,8 9,0 24, 7 (39К) 6,7191 441 11,9 ++ 285 1,0* 14,0 8, 8 (40К) + 6,5151 426 9,9 + 345 0,8* 20,2 9 (45К) +() 7,4774 427 9,5 130 2,2 13,7 14, 10 (41К) ++-Mn 7,6462 465 15,2 164 2,0 9,7 15, 11 (42К) + 7,1033 445 12,8 ++ 272 1,0* 16,9 12 (43К) +() 6,6027 450 9,6 ++ 259 2,4 14,6 5, 13 (44К) 7,4041 417 9,3 127 2,5 12,0 15, Примечание:

* – для сплавов 7, 8, 11 max при Т = 950 С Оцененный рентгенографически коэффициент дилатации решетки аустенита при легировании алюминием для сплавов Fe–(23-25)%Mn при содержании алюминия 0 – 11,5% Al равен 0,0037 [ / % масс.]. Коэффициент дилатации решетки феррита при легировании алюминием для сплавов Fe–(23-25)%Mn при содержании алюминия (7,5 – 14,4)% Al равен 0,0013 [ / % 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 Al+C+N, 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 -сплавов 1-й и 2-й групп характер этого уменьшения более выраженный, чем для -сплавов 3-й группы. -сплавы имеют более высокие значения теплоемкости и теплопроводности, чем -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 -сплавах процессы старения успевают пройти уже при кристаллизации и более существенно проявляются при теплой деформации. В результате деформационного старения по прочности они приближаются к -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 и режимы Fe-Mn-Al-С-N термомеханической обработки можно сформировать триплекс-структуру ( – – карбиды;

– – карбиды;

– – ) 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.

Легирование алюминием уменьшает расслоение по марганцу, расширяет область 2.

существования -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 -мартенсита, образующегося при охлаждении. Это необходимо учитывать при назначении режимов термической и термомеханической обработки.

3. Высокоуглеродистые высоколегированные Fe-Mn-Al-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 ( в 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 Fe-Mn-Al-С-N -сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые, при холодной деформации обладают высокой деформируемостью при большом запасе прочности. TRIP-эффект дополнительно увеличивает пластичность. Литые -сплавы при холодной деформации имеют невысокую прочность и пластичность.

При нагреве литых сплавов в аустенитную область (Т=1000 °С) проходят процессы 6.

гомогенизации, растворение избыточных фаз. При достаточно высоких скоростях охлаждения с 1000 °С в -сплавах успевают пройти только процессы старения, а в 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 k-карбид и ферромагнитные карбиды (Fe,Mn)3C цементитного типа, возможно дополнительное превращение. В -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 А.В., 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 А.В., Капуткина Л.М., 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 А.В., Деминская В.Л., Капуткина Л.М., 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 А.В., Капуткина Л.М., Киндоп В.Э., Кремянский Д.В., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г. «Влияние добавки азота на мартенситное превращение и образование -мартенсита в сплавах Fe-Mn-Al-С». В сб. тезисов IX Европейского симпозиума по мартенитным превращениям (Esomat 2012). Санкт-Петербург, 2012.

6. Бронз А.В., 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 А.В., Капуткина Л.М. «Исследование алюминийсодержащих сталей с высокой удельной прочностью». В сб. трудов II-ой Всероссийской молодежной школы конференции «Современные проблемы металловедения». Пицунда, Абхазия, 16-20 мая 2011г. / М: Изд. Дом МИСиС, 2011. С. 200-207.

8. Бронз А.В., Капуткина Л.М., 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 Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных VI-й структур – ПРОСТ-2012» Москва, 2012.

9. Капуткина Л.М., Прокошкина В.Г., Свяжин А.Г., Бронз А.В., Деминская В.Л.

«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 А.В., 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 А.В., 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.