Содержание к диссертации
Введение
1 Литературный обзор. Развитие и применение сплавов на основе системы Fe-Mn-Al 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 Fe-Mn-Al-C 16
1.2.1 Фазы и фазовые превращения 16
1.2.1.1 Система Fe-Mn 16
1.2.1.2 Влияние дополнительного легирования на превращения в сплавах системы Fe-Mn 20
1.2.1.3 Система Fe-Mn-Al-C 22
1.2.2 Термическая обработка, механизмы упрочнения и свойства Fe-Mn-Al-C сплавов 27
1.2.2.1 Закалка. Превращения при нагреве и охлаждении 27 і
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 Fe-Mn-Al-C 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
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
Результаты работы и обсуждение 67
3.1 Диаграммы фазовых равновесий системы Fe-Mn-Al-C-N. Положение фазовых регионов и возможный фазовый состав 67
3.2 Исследование в литом состоянии
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 3.5 Превращения при нагреве и охлаждении. Отпуск 96
3.6 Твердость 102
3.7 Холодная деформация 104
3.8 Физические свойства 1 3.8.1 Исследование параметра решетки 108
3.8.2 Плотность ПО
3.8.3 Теплоемкость ПО
3.9 Возможные области применения Fe-Mn-Al-C-N сплавов 115
Выводы по работе 117
Список литературы
- Перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения
- Выбор режимов обработок
- Металлографические исследования
- Возможные области применения Fe-Mn-Al-C-N сплавов
Введение к работе
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 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)% 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 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 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, 23 таблицы, 2 приложения, библиографический список из 106 наименований.
Перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения
Такая микроструктура получена после термообработки в течение 15 суток - время, которое может быть чрезмерно большим для промышленного производства, поэтому требуется дальнейшая работа по ускорению бейнитного превращения и сокращению времени процесса до масштаба часов вместо суток за счет легирования алюминием и/или кобальтом [12]. Сочетание высокой прочности и вязкости сделало этот материал перспективным кандидатом на применение в нагруженных элементах конструкции, при этом такие стали значительно менее дорогостоящие, чем мартенситностареющие с тем же уровнем свойств. Полученная прочность при растяжении составила 1700 - 2300 МПа при высокой пластичности и вязкости. При относительно высоком содержании легирующих элементов и углерода такой подход применительно к массовому производству в автомобильной отрасли может оказаться затрудненным, однако, бейнитные структуры были получены и при более экономном легировании [1 ].
Метод закалки и расслоения по углероду ( 3&Р-метод, Quenching&Partitioning) сравнительно недавно предложен в качестве нового направления в производстве мартенситных сталей с увеличенной долей остаточного аустенита [13]. Процесс включает двухстадийную термообработку и схематически показан на рисунке 5. После изотермической выдержки сталь охлаждают до заданной температуры (температура закалки, Тз) в интервале Мн - Мк для получения мартенситно-аустенитной микроструктуры. Вторая стадия, так называемое разделение (расслоение) направлена на обогащение аустенита углеродом за счет обеднения (частичного) мартенсита и переноса углерода, в аустенит. В результате этого стабилизированный углеродом аустенит сохраняется в микроструктуре после конечного охлаждения до комнатной температуры. Разделение может быть проведено при температуре, более высокой, чем Тз, посредством так называемого двухстадийного процесса Q&P или посредством выдержки при температуре закалки - так называемый одностадийный процесс Q&P. Температуру закалки рассчитывают из условия стабилизации максимального количества аустенита углеродом, присутствующим в мартенсите. В оригинальной модели исходят из полного обезуглероживания первоначально образованного мартенсита. Поэтому считают, что стабилизация остаточного аустенита является результатом не столько бейнитного превращения, сколько обеднения углеродом мартенсита. Требуется подавить выделение карбидов, и для обработки 9&Р-методом представляются перспективными кремнийсодержащие составы TRlP-сталей. Добавка молибдена тормозит кинетику бейнитного превращения, и, как показали, повышает объемную долю остаточного аустенита, тогда как замена алюминия кремнием, ускоряет бейнитную реакцию и снижает долю остаточного аустенита. Принято считать, что высокая доля остаточного аустенита способствует повышению прочности и пластичности.
Схема процесса закалки и расслоения ( 3&Р-метод) (а) и расчет по уравнению Койстинена-Марбургера оптимальной температуры закалки, которая дает наибольшую долю аустенита при начальной и конечной закалке в предположении полного разделения углерода
между мартенситом и аустенитом (б) [13] Метод ускоренного нагрева и охлаждения (подобного закалке ТВЧ) применялся на
листовой стали [1]. Метод основан на эффекте очень короткого времени нагрева и охлаждения и соответственно очень высоких скоростей нагрева и охлаждения. При микроструктурном исследовании стали AISI 8620, обработанной этим, так называемым «мгновенным процессом (flash-process)», обнаружили весьма тонкую структуру, состоящую из бейнитного феррита и мартенсита с равномерно распределенными крупными и мелкими карбидами, которые идентифицируются как обогащенный хромом цементит [14]. Авторы сделали предположение, что эти карбиды остались от исходной микроструктуры, не растворившись из-за непродолжительного времени аустенизации. В конечной микроструктуре наблюдали также очень мелкие зерна первичного аустенита. Хотя при использовании данного метода обработки удается достичь высокого уровня прочности, эффективность получения уникальных в своем роде свойств при таком подходе не столь очевидна. Для аустенитных сталей второго поколения предложены многочисленные составы (таблица 1 ). Некоторые из проводимых в настоящее время исследований сосредоточены на снижении содержания легирующих элементов в этих сталях.
Влияние содержания марганца на вид кривых напряжение-деформация представлено на рисунке 6. В стали с содержанием 25% марганца (кривая 1, рисунок 6) не наблюдали продуктов превращения (ни а -, ни є-мартенсита), а деформационное упрочнение было преимущественно результатом двойникования. В стали с содержанием 20% марганца (кривая 2, рисунок 6) наблюдали деформационное упрочнение, вызванное как двойникованием, так и превращением. При уменьшении содержания марганца до 15% (кривая 3, рисунок 6) отчетливо проявляется деформационное упрочнение, которое предположительно связано с превращением а -мартенсита. По механическим свойствам сталь 15Mn-3Si-3Al аналогична стали Гадфильда (1,1С-11,4Мп) [1].
Рисунок б-Влияние содержания марганца на деформационное упрочнение высокомарганцевых сталей [15] Альтернативная обработка TRIP-сталей с пониженным содержанием марганца [16]
основана на более ранних работах [17] по получению двухфазных ферритно-аустентных сталей на базе композиций (5-7)%Мп+0,10% С. Такой уровень марганца выше, чем в обычных сталях, но значительно ниже, чем в TWIP-сталях. Применяли обычный процесс горячей и холодной прокатки и отжига.
Увеличенная продолжительность выдержки при максимальной температуре отжига приводит к протеканию межкритического отжига, при котором происходит перераспределение (расслоение) марганца. При комнатной температуре образуется ультратонкая микроструктура, состоящую из феррита и высокомарганцовистого аустенита. В стали 0,10С-5,2Мп доля аустенита составляла до 17%, а в стали 0,10С-5,8Мп и 0,10С-7,1Мп уровень аустенита достигал 28% и 38%, соответственно. Кроме выгоды от снижения содержания легирующих относительно TWIP-сталей этот подход может оказаться перспективным для предприятий, которые не располагают оборудованием для непрерывного отжига или новейшими системами охлаждения. 1.1.3 Перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения
Компьютерное моделирование указывает важные ориентиры для выбора успешных подходов к разработке новейших высокопрочных сталей нового поколения. Показано, что имеется необходимость в создании многофазных микроструктур с высокопрочными компонентами, такими как мартенсит, бейнит или ультратонкий феррит в сочетании с пластичным аустенитом и большим запасом деформационного упрочнения. Более новая модель, включающая влияние стабильности аустенита при деформационном упрочнении, указывает на то, что новые принципы регулирования морфологии и стабильности аустенита также могут быть полезны для оптимизации состава сталей с высоким уровнем механических и технологических свойств.
Повышение прочности удается достичь путем введения продуктов низкотемпературного превращения, например, бейнита и мартенсита, и применением новых подходов для измельчения микроструктуры. Содержание аустенита возможно увеличить применением эффективных гамма-стабилизаторов, в первую очередь, марганца и углерода, и технологическими маршрутами с регулированием размера и морфологии компонентов микроструктуры, а также через состав и стабильность аустенита.
Выбор режимов обработок
Элементарнаяячейка (Fe,Mn)3AlC [67] В сплавах Fe-Mn-Al-C частицы к-карбида с кубической решеткой матрицы имеют ориентационные соотношения 100 Y// 100 K и {001 }Y//{001 }к, и несоответствие составляет менее 3 %. Как представляется, на начальной стадии к-карбид формируется с кубической морфологией [55,56,57,60,61,68]. Параметр решетки k-карбида возрастает с увеличением времени старения. Вместе с тем растет содержание углерода и алюминия в карбиде [92]. Поскольку параметр решетки k-карбида увеличивается, период решетки матричной фазы уменьшается и это приводит к потере когерентности и более пластинчатой морфологии. Калашников и др. в своей работе сообщили об увеличении параметра решетки k-карбида после старения при 700С в течение 16 часов приблизительно на 2 % с 3,72 до 3,76 А. Для сравнения, Кимура и др. показали, что с увеличением концентрации алюминия несоответствие уменьшается с 2,7 % до 2,2 % [61].
Также было замечено, что увеличение содержания в сплаве алюминия с 13% до 17% способствует одновременному уменьшению периода решетки k-карбида (с 3,79 А до 3,77 А) и увеличению периода решетки аустенита (с 3,68 А до 3,69А). Этот результат кажется несколько нелогичным. Параметры решетки и аустенита и k-карбида, как могло бы показаться на первый взгляд, должны увеличиваться с ростом концентрации алюминия, так как алюми ний имеет больший атомный радиус, чем железо или марганец. Добавка никеля до 2 % одинаково уменьшала параметры решетки матрицы и к-карбида [60]. Хэйл и Бейкер сообщили о свободных зонах вдоль границ зерен [57]. Они предположили, что эти зоны связаны с гетерогенным выделением k-карбида по границам зерен. Для сплавов, стареющих при температурах выше 650С, гетерогенное образование частиц к-карбида происходит на границах зерен, предшествуя гомогенному образованию частиц внутри зерна аустенита [48]. Ниже 650С механизм полностью противоположный: гомогенное образование частиц происходит до образования частиц по границам зерен. Зерногранич-ные выделения превалируют над матричными выделениями k-карбида. Микроструктура пластинчатого аустенита и k-карбида, полученная путем прерывистого выделения, может также быть получена в высокоуглеродистых сплавах с высоким содержанием алюминия, например, Fe-30Mn-12Al-l,9C при температуре 1000С или выше [49,56,61].
В полностью аустенитных термообработанных сплавах феррит образуется на границах зерен во время дисперсионного твердения с ориентационным соотношением Курдюмова-Закса (111)у//(110)а и [10-1]Y//[11-1]а [27]. Зародыш феррита на начальном этапе когерентен с одним из аустенитных зерен, но по мере своего роста когерентность теряется [55]. В двойных феррито-аустенитных сплавах вторичный феррит образуется предпочтительно в зернах первичного феррита. Образование феррита по границам зерен наблюдалось после продолжительной изотермической выдержки ниже температуры солидус феррита. Было сделано предположение [48], что обезуглероживание аустенита во время образования k-карбида приводит к образованию феррита и, впоследствии, выделению Р-фазы.
Р-Мп или комплексная интерметаллидная фаза образуются после продолжительного старения, как правило, после образования феррита или ячеистого распада (k-карбида с ферритом) [48,50,56]. При относительно высоких содержаниях марганца и алюминия феррит становится нестабильным и Р-фаза образуется в зернах феррита [52,53,54,91]. В кремнийсо-держащих сплавах системы Fe-Mn-Al-C комплексный интерметаллид типа DO3 с параметром решетки 5,8бА выделяется по краям феррита, а фаза Р-Мп не образуется [50,69]. Фаза DO3 выделяется на крупных частицах k-карбида и имеет с к-карбидом ориентациошюе соотношение Курдюмова-Закса [54]. В кремнийсодержащем сплаве, зернограничная интерметаллидная фаза была определена как Mn SiyAb [58] . Содержание марганца в k-карбиде увеличивалось в присутствии кремния, тем самым уменьшая концентрацию марганца в аустените и феррите. Таким образом, кремний подавляет выделение Р-фазы [69].
В заключение можно сказать, что последовательность превращения может быть описана следующим образом. Спинодальная реакция вызывает модуляцию углерода и алюминия в аустените. В результате облегчается формирование метастабильных выделений Lb, кото рые затем превращаются в к-карбид Е2і за счет упорядочения углерода. Однако, в настоящее время в литературе нет прямого доказательства реакции, предшествующей образованию Lb. Образование k-карбида приводит к уменьшению стабильности оставшегося аустенита, что приводит к образованию феррита. В сплавах без кремния частицы Р-Мп образуются внутри зерна феррита. В сплавах с кремнием вместо Р-Мп образуется интерметаллидная фаза DO3.
В ходе старения твердость сплавов Fe-Mn-Al-C увеличивается с 182 НВ до 342 НВ в термообработанном состоянии после 2 часов при 600С [57]. На рисунке 13, а представлена твердость сплава Fe-30,4Mn-8Al-lC-0,35Si при различных температурах старения. Наблюдались классические признаки старения: максимальная твердость увеличивалась с увеличением времени и уменьшением температуры старения. кривые старения для сплава Fe-30.4Mn-8Al-lC-0,35Si при температурах старения 450, 500, 550, и 600 С, (б) - старение при 550С сплава Fe-29.5Mn-9.2Al-0.94C [57] Значение максимальной твердости увеличиваются при более продолжительных временах изотермической выдержки и более низкой температуре старения, например, 405 НВ после 1000 часов при 450С. О подобном поведении при старении сообщается в работе [91] для сплава Fe-32Mn-11.8Al-lC-0,lSi и Fe-34,3Mn-llAl-lC [57]. Вторичное твердение также наблюдалось на сплаве Fe-29,5Mn-9,2Al-0,94C (см. рисунок 13, б) [57]. Старение при 550С сплава Fe-29.5Mn-9.2Al-0.94C проходит в две стадии. На первой стадии происходит образование k-карбида в аустенитной матрице. На втором этапе происходит дальнейший распад аустенита, образование крупных зернограничных частиц k-карбида и Р-Мп, который отвечает за вторую стадию упрочнения. Каяк получил прочностные свойства деформированного сплава Fe-27,5Mn-9,lAl-0,9C при старении в диапазоне температур от 450 до 575 С при фиксированном времени старения [53]. Для времени старения 16 часов максимальная прочность 912 МПа была достигнута при температуре старения 550С, но относительное сужение при этой температуре было минимальным - 7 %. Исследование стареющего сплава Fe-30,9Mn-8Al-lC Хэйла и Бейкера подтвердили тенденции, о которых сообщил Каяк (см. рисунок 14). Максимальная прочность была достигнута после старения при 550С в течение 16 часов. Ниже 550С прочность уменьшается, но увеличивается пластичность. Выше 550С уменьшаются как прочностные, так и пластические свойства [55]. Однако в работе [55] сообщается о намного большей пластичности, но более низкой максимальной прочности.
Металлографические исследования
Исследование микроструктуры и свойств сплавов 1-13 проводилось в двух плоскостях: диаметральной плоскости и в плоскости, проходящей вдоль оси цилиндрического образца (см. рисунок 27). Сплавы 1-13 исследовали в литом, деформированном (в т.ч. после ВТМО) и термообработанном состояниях.
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. Установка выполнена на базе высокочастотного генератора с частотой 220 кГц и мощностью 25 кВт с внешним расположением индуктора, который состоит из двух катушек с параллельным включением прямых и обратных витков. Верхняя катушка имеет 8 витков, нижняя - 4 витка из медной трубки диаметром 4 мм. Реакционная камера представляет собой кварцевую трубку с наружным диаметром 18 мм, толщиной стенки от 2,0 до 2,5 мм и длиной 180 мм. Сверху трубка герметично соединяется при помощи резиновых уплотнителей с головкой, имеющей оптическое стекло для измерения температуры расплава бесконтактным методом, штуцер для ввода газа и втулку для равномерного распределения газа. Нижний фланец, также герметично соединенный с кварцевой трубкой, имеет запорное устройство байнетного типа для соединения с контейнером, в котором находится медная изложница. Выход газа осуществлялась через дно контейнера. На выходе газовая линия соединяется с приборами для измерения давления. Перед плавкой реак ционную камеру продували спектрально чистым азотом. Наличие втулки, распределяющей поток газа, исключало образование застойных зон. Зачищенные и обезжиренные заготовки шихтовые компоненты манипулятором вводились в рабочую зону индуктора, и на индуктор подавалось напряжение. За счет возникновения во взвешенном слитке токов Фуко образец нагревался до необходимых температур. После подвешивания образца в электромагнитном поле, нижний фланец соединялся с контейнером. Отсчет времени выдержки образца в атмосфере азота при давлении 0,9 МПа велся с момента выхода на требуемое давление. Слитки выплавлялись при температуре 1800 С (сплавы 14 и 16) и 1900 С (сплав 15). Образцы при заданных температуре и давлении газовой фазы выдерживались в течение 5 минут. Путем уменьшения напряжения на катушках образцы кристаллизовали в медную изложницу, по массе в 190 раз большую массы образца, что позволяло мгновенно производить закалку. Слитки имели форму усеченного конуса с максимальным поперечным сечением 3 мм и длиной 12 мм.
Схема полученного слитка представлена на рисунке Рисунок 28 - Слиток, полученный путем плавки во взвешенном состоянии Исследование микроструктуры и свойств сплавов 14-16 проводилось в двух плоскостях: диаметральной плоскости (в плоскости ВС) и в плоскости, проходящей вдоль оси конуса (плоскость ABC). Образцы сплавов 14 - 16 в виду сложной формы и крайне малых геометрических размеров исследовали только в литом состоянии.
Химические составы всех экспериментально полученных сплавов приведены в соответствующих главах. 2.3 Выбор режимов обработок
По результатам расчетов и анализа ДФР были выбраны режимы обработок и исследований. Такими обработками являлись:
Исследования проводились на световых микроскопах «Union» и «Carl Zeiss AxioObserver Aim» при увеличениях 50 - 500 крат. Фотографирование микроструктуры проводилось с помощью цифровой камеры Canon PowerShot. Обработка полученных фотографий микроструктуры проводилась в программной среде AxioVision. Целью исследования было определение типа и параметров микроструктуры литых и деформированных образцов. Анализ проводился как в диаметральной плоскости, так и в плоскости, проходящей вдоль оси цилиндрических образцов. В зависимости от фазового состава исследуемых сплавов травление производилось различными реактивами при разных технических условиях.
Гамма-сплавы подвергались электролитическому травлению в растворе СГ2О3 в Н3РО4 при напряжении 5 - 20 В, плотности тока 10"4 А/м2 и времени выдержки 30 - 90 с.
Альфа-сплавы травили в 3%-ом спиртовом растворе азотной кислоты до характерного помутнения металлографического шлифа.
Скорость охлаждения сплава оценивалась по зависимости от размера дендритной структуры. Оценка скорости охлаждения от размера дендрита проводилась по установленной в 1947 году В. И. Добаткиным зависимости: d = A-V2, (8) где d - величина дендритного параметра между осями второго порядка, мкм; VOJO, - скорость охлаждения слитка, К/с; А = 220 [мкм -с " -К"], п = 0,45. Скорость охлаждения этим методом была определена на разных участках сечения литых образцов исследуемых сплавов. 2.4.2 Рентгеноструктурный анализ
Для качественного фазового анализа, прецизионного определения периодов решетки и оценки текстуры съемку рентгенограмм проводили на дифрактометре ДРОН-б в кобальтовом излучении с длиной волны рентгеновского излучения Хц\ = 1,78892 А. Напряжение на трубке при съемке составляло 40 кВ, анодный ток 30 мА. Использовались щели счётчика размерами 2:1:0,5 мм. Шаг съёмки h по углу 20 равен 0,05, время экспозиции т на точку- 10 с. Общий интервал съемки по углу 20 составлял 40 - 130. Ширину рентгеновской линии измеряли на середине высоты построенной по точкам линии.
Возможные области применения Fe-Mn-Al-C-N сплавов
Диаграммы горячей деформации Сопротивление горячей деформации (таблица 15) а растет с повышением содержания алюминия, углерода и азота, и меньше для ферритных сплавов по сравнению с аустенит-ными.
На диаграммах горячей деформации (ДГД) а-сплавов 7 и 11 заметна «зубчатость» и «волнистость». Возможно, это объясняется превращениями при температуре деформации (исходное состояние а, а после деформации а+у), т.е. при нагреве и выдержке т = 3 мин шло а— у превращение и одновременное выравнивание по составу за счет быстро протекающих диффузионных процессов при Тдеф = 950 С. Кроме того, это может быть связано с динамической циклической рекристаллизацией. Таблица 15 - Фазовый состав и сопротивление горячей деформации сплавов (є = 0,1 с" )
Примечание: - Фазовый состав при температуре деформации, рассчитанный при помощи программы Thermo-Calc. - Фазовый состав, экспериментально определенный рентгеноструктурным анализом.
Максимальное сопротивление горячей деформации 198 МПа показал сплав 4, в котором после испытания зафиксировали трехфазную структуру y+a+k-карбид. Наименьшую прочность при горячей деформации 50 - 70 МПа имеют а-сплавы 3-й группы 7,8 и 11. Температуру испытания для этих сплавов понизили до 950 С, т.к. температура Тдеф = 1000 С оказалась слишком высокой (образцы начинали «ползти» во время предварительного нагру-жения 50 кгс/см2 (5 МПа) при установке между бойками испытательной машины).
Металлографическое исследование показало, что после горячей деформации в исходно литых с явно выраженной дендритной структурой наблюдали уменьшение неоднородности по химическому составу, сложную траекторию движения ветвей дендритов и зерен по направлению течения металла. Неравномерная деформация приводила и к неоднородному протеканию рекристаллизации в объеме образца (рисунок 44, а - г). Структура отвечает структуре горячедеформированного металла, в котором прошли рекристаллизациооные процессы. Заметны новые растущие зерна, хорошо наблюдается сетка по границам старых недеформированных зерен, которая является остатками химической неоднородности литых сплавов. В плоскости, поперечной направлению сжатия, форма зерен преимущественно вытянута вдоль растягивающих напряжений (рисунок 44, д - е). Коэффи-циент формы удовлетворительно соответствует степени деформации ( 0,4 - 0,5).
В целом, степень развития рекристаллизации при одинаковых параметрах горячей деформации возрастала в следующем ряду сплавов: Fe-Mn-(N), Fe-Mn-Al-C-(N), Fe-Mn-Al-(N). Такая последовательность определялась следующими факторами: в основном, уровнем напряжений и скоростью диффузии, а в конечном счет составом, исходной структурой и структурой при температуре горячей деформации. В итоге максимально полно рекристаллизация проходила в сплавах 7 и 11, которые при температуре деформации имели структуру феррита. Это, безусловно, определило более высокую скорость диффузии в ОЦК-решетке по сравнению с ГЦК.
Можно отметить, что все сплавы, в т.ч. высокоуглеродистые высоколегированные Fe-Мп-А1-С литые сплавы, хорошо деформируются вгорячую, вплоть до 40 - 50 % обжатия без образования горячих трещин.
В исходно литых сплавах 1-й группы (7,8,11,12) наблюдалась несильная текстура с разными преимущественными ориентировками для разных сплавов. Для сплава 7 преимущественные ориентировки были для плоскостей типа {110} и {211}, параллельные оси сжатия, для сплава 8 - {100} и {211}, для сплава 11 - {100}. В результате горячей деформации, в це лом, текстура оставалась слабой, но произошло некоторое перераспределение интенсивности линий: усилились ориентировки плоскостей {211}, а {100} и {110} ослабли. Максимально усилилась компонента {211} для сплавов 7 и 11, т.е. в тех сплавах, где прошла максимальная рекристаллизация (текстура {211} близка к текстуре рекристаллизации в феррите). Наличие в фазовом составе сплава 8 при комнатной температуре є-мартенсита сопровождалось получением минимального, по сравнению с остальными сплавами этой группы, периода решетки матричной фазы а (таблица 13), а также дало дополнительное уширение рентгеновских линий за счет фазового наклепа (таблицы 16А, 16Б).
Периоды решеток сплавов 11-й группы 9 (4,6% А1) и 13 (5,3% А1) больше, чем у сплавов 6 и 10 (безалюминиевые) за счет легирования алюминием. Ширина линий для разных сплавов в исходно литом состоянии имеет близкие значения. После горячей деформации периоды решеток меняются незначительно, ширина линий немного уменьшилась, что, вероятно, говорит о прошедшей рекристаллизации вместе с перераспределением и выравниванием химической неоднородности. В литом состоянии текстура всех сплавов, как и для 1-й группы, слабая и разная, сильно зависит от скорости кристаллизации и состава. После горячей деформации текстура осталась слабой, произошло небольшое изменение компонент ориентировок {ПО}, параллельных оси сжатия. Для сплава 13 характерно минимальное изменение ориентировки, о чем свидетельствует и совсем небольшой разворот дендритов.
В литых высокоуглеродистых сплавах 1 - 5 Ш-й группы не отмечается никаких особенностей в ширине рентгеновских линий. После горячего сжатия у сплавов 1 и 4 ширина линий уменьшается из-за фазового наклепа в литом состоянии, у остальных (2, 3, 5), наоборот, возрастает, поскольку в них проходили фазовые превращения, включая образование каппа-карбида (карбид переменного состава (Ре,Мп)зА1Сі.х с упорядоченной по типу Lh ГЦК-решеткой, в которой на гранях расположены атомы железа или марганца, в вершинах куба - алюминий, а в центре находится атом углерода) после охлаждения. Текстура сплавов Ш-й группы острее, чем у сплавов 1-й и П-й групп. При этом там (сплавы 1 и 5) где была преимущественной компонентой текстуры {111} она осталась и после горячей деформации (текстура деформации аустенита), но становится немного слабее, а где её не было(сплавы 2 и 4), она появилась. В сплаве 3 текстура {111} была и осталась относительно слабой. В сплавах 2, 4 и 5 после деформации усилились преимущественные ориентировки {200}.
