CC BY
115
Список литературы
1. Разработка принципиальной технологической схемы производства наноструктуриро-ванного высокопрочного листового проката / М.В. Чукин, В.М. Салганик, П.П. Полецков, М.С. Гущина, Г.А. Бережная, A.C. Кузнецова, П.А. Стеканов, Д.Ю. Алексеев // Естественные итехнические науки. 2014. № 9-10. С. 328-334.
2. Анализ технических требований, предъявляемых к наноструктурированному высокопрочному листовому прокату / М.В. Чукин, В.М. Салганик, П.П. Полецков, Г.А. Бережная, М.С. Гущина, A.C. Кузнецова, Д.Ю. Алексеев // Обработка сплошных и слоистых материалов. 2014. № 2 (41). С. 19-28.
3. Основные виды и области применения стратегического высокопрочного листового проката / М.В. Чукин, В.М. Салганик, П.П. Полецков, C.B. Денисов, A.C. Кузнецова, Г.А. Бережная, М.С. Гущина // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2014. № 4 (48). С. 41-44.
4. Эфрон Л.И., Морозов Ю.Д., Голи-Оглу Е.А. Исследование влияния температурно-деформационных режимов контролируемой прокатки на микроструктуру и механические свойства микролегированных сталей для газонефтепроводных труб большого диаметра // Металлург. 2011. № 1. С. 69-74.
5. Современные пути получения горячекатаного листа с особым сочетанием физико-механических свойств / В.М. Салганик, C.B. Денисов, П.П. Полецков, П.А. Стеканов, Г.А. Бережная, Д.Ю. Алексеев // Моделирование и развитие процессов обработки металлов давлением: междунар. сб. науч. тр. / под ред. В.М. Салганика. Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2014. Вып. 20. С. 169-173.
6. Салганик В.М., Полецков П.П., Артамонова М.О. и др., Научно-производственный комплекс «Термодеформ» для создания новых технологий // Сталь. 2014. №.4. С. 104-107.
УДК 669.018.58.017
ИССЛЕДОВАНИЕ СВОЙСТВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ИНВАРНЫХ СПЛАВОВ НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ*
Барышников М.П.1, Голубчик Э.М.1, Копцева Н.В.1, Ефимова Ю.Ю.1, Кузнецова A.C.1, Гитман М.Б.2
1ФГБОУВПО «Магнитогорский государственный техническийуниверситет им. Г.И. Носова», Россия 2ФГБОУ «Пермский национальный исследовательский политехнический университет», Россия
На сегодняшний день в качестве основы многофункциональных сплавов инварного класса выступают Fe-Ni композиции традиционных составов. Для повышения их прочностных свойств в научно-технической литературе предложено несколько направлений. Одно из них, активно развивающееся, заключается в упрочнении железо-никелевых и железо-никель-кобальтовых сплавов за счет введения различных легирующих и микролегирующих элементов, а также углерода [1-3].
В ФГБОУ ВПО «МГТУ» совместно со специалистами ПАО «Мотовилихинские заводы» (г. Пермь) были разработаны высокопрочные инварные композиции, такие как 32НК,
* Работа проведена в рамках реализации комплексного проекта по созданию высокотехнологичного производства, выполняемого с участием российского высшего учебного заведения (договор № 02.025.31.0040);в соответствии с госзаданием Министерства образования и науки РФ Магнитогорскому государственному техническому университиту им Г.И. Носова по теме «Разработка технологии получения высокопрочных длинномерных профилей из материалов с ультрамелкозернистой структурой в условиях комбинирования процессов интенсивного пластического деформирования» (задание № 11.1525.2014Кот 18.07.2014).
32Н4К, 32Н5К, 34НУФ, ЭЭНЗК и т.д. В рамках настоящего исследования была поставлена задача разработать два базовых типа многофункциональных сплавов: сплавы с минимальным температурным коэффициентом линейного расширения (ТКЛР) и высокопрочные многофункциональные инварные сплавы (ав > 800-1000 МПа). Сплавы первого типа должны иметь минимальное тепловое расширение ТКЛР < 0,5-10"6 К"1 в широком диапазоне температур (-70 - +100 °С), повышенную твердость (выше, чем у 36Н), улучшенную обрабатываемость резанием и низкую температуру начала мартенситного превращения (ниже -80 °С). ТКЛР сплавов второго типа должен быть близок к тепловому расширению керамики, кремния, пьезокерамики и тугоплавких стекол или, другими словами, находиться в диапазоне (2,5-7,5)-10"6К-1. При применении этих сплавов в ответственных изделиях повышенной точности, работающих в условиях, отличных от климатических, требуется сочетание комплекса свойств, а именно, основных: заданного ТКЛР, высокой прочности; дополнительных - коррозионной стойкости в условиях повышенной влажности и морского тумана, высокой добротности при механических колебаниях в диапазоне температур от -80 до +150 °С.
Базовая промышленная технология изготовления заготовок из указанных сплавов предусматривает следующие основные технологические стадии:
- металлургический передел, включающий подготовку шихтовых материалов, выплавку в вакуумной индукционной печи слитка и его последующую кристаллизацию;
- первичную термодеформационную обработку кристаллизованного слитка;
- термодеформационное наноструктурирование передельной заготовки;
- финишную обработку изделия, включающую, в том числе, комплексную термообработку (закалка, отпуск, стабилизирующий отжиг).
Учитывая, что значительную долю в технологии изготовления конечного изделия из многофункционального сплава занимают операции термообработки, был проведен комплекс исследований по изучению влияния различных режимов термической обработки на характер формирования физико-механических свойств и структуры многофункциональных сплавов из данных композиций.
Исследования проводились на сплавах со следующим химическим составом: Бе-(32-34) % №-(2-4) % Со-(0,1-0,2) % С. Данный состав был принят в качестве базового оптимального состава для многофункциональных сплавов с низким ТКЛР. В качестве базовых для разработки высокопрочных многофункциональных сплавов нового поколения были предложены химические композиции на основе системы Бе-М-С-У (Со; Мо).
Для исследования путем вакуумной индукционной плавки, последующей ковкой и сортовой прокаткой были изготовлены опытные образцы высокопрочных многофункциональных сплавов инварного класса на основе Бе-М с дополнительным легированием, химический состав которых представлен в таблице.
Химический состав исследуемых высокопрочных многофункциональных сплавов на основе системы Ее-№-С
Маркировка сплава Массовая доля элементов, %
Бе N1 Со V С Мо
30НК ост. 30,5 5,0 - 0,6 -
32НФК ост. 32,1 4,5 1,2 0,5 -
32НМ ост. 33,2 - - 0,60 3,40
34НФМ ост. 34,7 - 1,0 0,40 2,30
32НФ ост. 32,5 - 1,5 0,76 -
Термическая обработка образцов для получения заданного значения ТКЛР, механических свойств и стабилизации размеров заключалась в закалке от температуры 1200 и 1250 °С (с выдержкой в течение 15 мин), охлаждением в воде и в масле для максимального насыщения твердого раствора углеродом и карбидообразующими элементами и последующем
нагреве закаленных образцов до различных температур в диапазоне от 300 до 800 °С с выдержкой в течение 1 часа и охлаждением на воздухе.
Для металлографического анализа из образцов по стандартной методике были изготовлены микрошлифы с использованием запрессовки образцов в смолу «Transoptic» на автоматическом прессе Simplimet 1000 на линии пробоподготовки фирмы Buechler.
Для выявления микроструктуры поверхность шлифов подвергалась травлению в 4 %-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте методом погружения полированной поверхности в ванну с реактивом. Для выявления качественных и количественных структурных особенностей поверхность микрошлифов была исследована на оптическом микроскопе Meiji Techno при увеличениях от 50 до 1000 крат с использованием системы компьютерного анализа изображений Thixomet PRO. Микроструктура при увеличениях более 1000 крат исследовалась методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) во вторичных и упруго отраженных электронах с помощью сканирующего электронного микроскопа JSM 6490 LV. Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) проводился с использованием приставки к сканирующему микроскопу INCA Energy [4-7].
Физическое моделирование процессов термической обработки высокопрочных инвар-ных композиций осуществлялось на исследовательском комплексе Gleeble 3500 на образцах диаметром 10 мм и длиной 80 мм в соответствии с разработанной методикой. Нагрев производился прямым пропусканием тока со скоростью до 10000 °C/c.
Характерную микроструктуру исследуемых сплавов в исходном состоянии на примере инварных сплавов типа 32НФ и 34НФМ иллюстрирует рис. 1.
Рис. 1. Микроструктура сплавов 32НФ (а) и 34НФМ (б) в исходном состоянии до термической обработки
На рис. 2 представлено изменение микротвердости при отжиге исследуемых инварных сплавов в зависимости от условий закалки.
Установлено, что механическая прочность закаленных сплавов практически не изменяется при повышении температуры закалки. При нагреве закаленных сплавов наблюдалось выделение дисперсных частиц карбидной фазы, размер которых составляет от 60 до 200 нм, причем частицы такого размера сохранялись и вплоть до температуры 800 0С. Наиболее активное выделение таких частиц отмечалось при нагреве в интервале температур 650-700 0С: 650 0С - в кобальтсодержащем сплаве 32НФК и 700 0С - в сплавах 34НФ и 32НФМ, не содержащих кобальта.
Процесс выделения дисперсной карбидной фазы сопровождается возрастанием твердости и прочности до температур 650-700 0С.
При дальнейшем повышении температуры нагрева до 800 0С во всех случаях происходило снижение твердости на 40-70 НУ, что связано, очевидно, с процессом коагуляции упрочняющих частиц.
400
350
300
й 250
200
150
0 300 500 600 650 700 800 Температура нагрева, 0С
400 350 300
¡3 250 а
я 200 150
■вода
0 500 600 650 700 800 Температура нагрева, С
> 400 Д
л 350
300
[5 250
о
Ц 200
150
-вода
0 500 600 650 700 800
Температура нагрева, °С
Рис. 2. Изменение микротвердости при отжиге сплавов: 32НФ (а, б), 34НФМ (в, г), 32НФК е), закаленных от 1200 °С (а, в, и 1250 °С (б, г, ё)
Твердость после отжига сплавов 32НФ и 34НФМ, закаленных от более высокой температуры - 1250 0С, оказалась примерно на 80 НУ, а прочность - примерно на 300-400 МПа больше, по сравнению со свойствами сплавов, закаленных от более низкой температуры -1200 0С.
Следует отметить, что при нагреве в диапазоне от 300 до 800 °С, в отличие от сплавов системы Бе-М-С, в исследованных сплавах систем Бе-М-С-У, Бе-М-С-У-Мо, Бе-М-С-Со-У процессы выделения графита не регистрируются, несмотря на достаточно большое содержание углерода (~ 0,4-0,8 %).
Влияние термической обработки на ТКЛР исследованных сплавов, полученных при разных режимах термической обработки при испытании опытных плавок, иллюстрирует рис. 3.
4,5 4 3,5 3 2,5 2 1,5 1
0,5 0
-34НУФМ-
□ Закалка
Закалка +нагрев до 600 оС, 30 мин. Закалка +нагрев до 600 оС, 60 мин. Закалка +нагрев до 700 оС, 1 ч ^ Закалка +нагрев до 700 оС, 4 ч
□ Закалка
Ш Закалка +нагрев до 600 оС, 30 мин.
^ Закалка +нагрев до 600 оС, 60 мин.
^ Закалка +нагрев до 700 оС, 1 ч
ЁЭ Закалка +нагрев до 700 оС, 4 ч
2,5
Рис. 3. Влияние термической обработки на ТКЛР исследованных сплавов: а - закалка от 1200 °С; б - закалка от 1250 °С
В сплаве 32НФК, закаленном от температуры 1200 0С, при всех исследованных режимах термической обработки при увеличении температуры нагрева или времени выдержки при отжиге происходит снижение ТКЛР, что свидетельствует об интенсивном выделении карбидов ванадия. При повышении температуры закалки до 1250 0С твердый раствор, благодаря более полному растворению карбидной фазы, в большей степени насыщается углеродом, в результате чего при последующем нагреве до температуры 600 0С уход атомов углерода из твердого раствора оказывает более существенное влияние на уменьшение удельного объема, что приводит к увеличению ТКЛР. При увеличении времени выдержки и повышении температуры нагрева происходит интенсивное уменьшение ТКЛР в результате продолжения выделения дисперсных карбидов ванадия.
Определено, что в процессе отжига при 600 0С сплава 34НФМ, закаленного от 1200 0С, происходит снижение ТКЛР, очевидно, в результате образования карбидов ванадия. При повышении температуры отжига до 700 0С и увеличении времени выдержки наблюдается увеличение ТКЛР, что объясняется преобладанием объемных изменений, связанных с уходом углерода началом ухода атомов молибдена из твердого раствора при этих условиях. Было установлено, что при исследованных режимах термообработки сплавы 32НФ и 34НФМ показали низкое значение ТКЛР (< 3-10"6 К-1).
Заключение
Таким образом, результаты проведенных исследований показывают, что на сплавах системы Fe-Ni-C и с добавками карбидообразующих элементов (V, Мо) могут быть получены весьма высокие значения механических свойств: ст0 2 < 1000 МПа, ств < 1200 МПа при сохранении низких значений ТКЛР (< 2-10"6 К-1). По уровню прочностных свойств эти сплавы в 2-4 раза превосходят многофункциональные сплавы инварного класса (типа 36Н), выпускаемые промышленностью в настоящее время. Получение таких многофункциональных сплавов и изделий из них в условиях крупного металлургического предприятия открывает широкие перспективы по развитию на качественно новом уровне наукоемких отраслей промышленности, включая высокотехнологичные производства.
Список литературы
1. S.V. Grachev, M.A. Filippov, V.I. Chermenskii, M.D. Kharchuk, I.V. Konchakovskii, A.S. Zhilin, V.V. Tokarev, S.M. Nikiforova. Thermal properties and structure of cast carbon-containing invar and superinvar alloys after two-stage annealing // Metal Science and Heat Treatment, Vol. 55, No.3-4, July, 2013. Pp. 124-128.
2. Разработка композиций многофункциональных сплавов инварного класса с расширенными эксплуатационными характеристиками / М.В. Чукин, Э.М. Голубчик, A.C. Кузнецова, Ю.Л. Родионов, И.А. Корме, A.B. Касаткин, Д.П. Подузов // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2013. № 3 (43). С. 62-66.
3. Nanodimentional structural part formation in high carbon steel by thermal and deformation processing / Chukin M.V., Korchunov A.G., Gun G.S., Polyakova M.A., Koptseva N.V. // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2013. № 5 (45). С. 33-35.
4. Особенности формирования комплекса физико-механических свойств в высокопрочных инварных сплавах / Н.В. Копцева, Э.М. Голубчик, Ю.Ю. Ефимова, Д.М. Чукин, Е.М. Медведева, Ю.Л. Родионов, И.А. Корме // Сталь. 2014. № 4. С. 97-99.
5. Исследование физико-механических свойств и структуры высокопрочных многофункциональных сплавов инварного класса нового поколения / М.В. Чукин, Э.М. Голуб-
чик, Г.С. Гун, Н.В. Копцева, Ю.Ю. Ефимова, Д.М. Чукин, А.Н. Матушкин // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2014. № 1 (45). С. 43-47.
6. Исследование режимов термической обработки при производстве высокопрочных инварных сплавов нового поколения / М.В. Чукин, Н.В. Копцева, Э.М. Голубчик, Д.М. Чукин, Е.М. Медведева // Металлург. 2014. № 4. С. 97-101.
7. Микрорентгеноспектральный анализ неметаллических включений в высокопрочных инварных сплавах, полученных при использовании различных вариантов раскисления / Н.В. Копцева, Д.М. Чукин, Ю.Ю. Ефимова М., Дабала, Э.М. Голубчик // Вестник Магнитогорского государственного технического университета им. Г.И. Носова. 2015. № 1 (49). С. 65-69.
УДК 621.011.015
СОСТОЯНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПОВЕРХНОСТНОГО ПЛАСТИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ В РОССИИ
Зайдес С.А.
Национальный исследовательский «Иркутский техническийуниверситет», Россия
Важнейшими задачами машиностроения на современном этапе являются повышение долговечности и надежности металлических изделий, их эффективности и конкурентоспособности на мировом рынке; снижение массы изделия благодаря применению конструктивно-технологических способов повышения несущей способности деталей машин.
Как правило, причинами поломок деталей при эксплуатации служат процессы, протекающие в поверхностном слое: концентрация напряжений, развитие микротрещин, выгорание легирующих элементов, разупрочнение, изнашивание, окисление, перераспределение остаточных напряжений и т. д. Поверхностный слой детали в условиях эксплуатации подвергается наиболее сильному механическому, тепловому, магнитно-электрическому, световому и другим воздействиям. Поэтому в нашей стране и за рубежом повышение точности и надежности машин достигается технологическими методами, обеспечивающими значительное увеличение прочности и износостойкости рабочих поверхностей деталей.
В последние годы в передовых развитых странах во всех отраслях промышленности все чаще применяют методы, основанные не на резании материалов, а на пластическом деформировании в холодном состоянии поверхностного слоя металлических деталей машин, что определяется существенными преимуществами метода обработки давлением, по сравнению с методом обработки резанием. Сочетание достигаемых при обработке давлением низкой шероховатости поверхности с гарантированным упрочнением поверхностного слоя обеспечивает высокие эксплуатационные свойства деталей: повышение твердости поверхностного слоя металла, его износостойкости, предела текучести и особенно предела усталости. Именно эти достоинства в сочетании с высокой экономичностью и простотой осуществления технологического процесса практически в любых производственных условиях определили быстрое развитие и широкое внедрение в производство методов отделочно-упрочняющей обработки, среди которых поверхностное пластическое деформирование (ИНД) является одним из наиболее экономичных и эффективных методов упрочнения. ППД позволяет полнее реализовать потенциальные свойства конструкционных материалов в реальных деталях, особенно в деталях сложной формы.
Прошло около ста лет с того момента, когда вместо острого резца стали использовать радиусные гладилки для сглаживания шероховатых поверхностей. За это время ППД развилось как самостоятельный вид отделочно-упрочняющей обработки. Разработаны различные
