CC BY
28
-►
МЕТАЛЛУРГИЯ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669.15
Н.Г. Разумов, А.А. Попович, А.О. Силин
ПОЛУЧЕНИЕ ПЕРСПЕКТИВНЫХ КРИОГЕННЫХ АЗОТОСОДЕРЖАЩИХ ПОРОШКОВЫХ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ С НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ
Природный газ — один из важнейших видов энергетического сырья, который покрывает до 25 % мировой потребности в энергоресурсах. По прогнозу компании «Ocean Shipping Consultants» потребность в морских перевозках сжиженных природных газов (СПГ) в ближайшие 10—15 лет будет резко расти [1]. Основные потребители сжиженного природного газа — восточноазиатские (70 %) и европейские (26 %) страны.
Перевозки природного газа на судах целесообразны лишь в сжиженном виде, когда его объем уменьшается более чем в 600 раз [1]. Природный газ может переводиться в сжиженное состояние лишь при чрезвычайно низкой температуре —(162—163) °С. Перевозка газа при температуре — 163 °С предъявляет особые требования к конструктивному оформлению грузовых помещений и к применяемым для их изготовления материалам.
В настоящее время используются два типа грузовых танков-газовозов СПГ: вкладные сферические танки (система Kvaerner—Moss) и встроенные мембранные танки (система Gas Transport—Technigas).
Сферические танки обычно изготавливаются из алюминиевого сплава 5083 по американскому стандарту и покрываются сплошной монолитной изоляцией из пенополиуретана.
Мембранные грузовые танки — это емкости, образованные тонкой оболочкой, способной воспринимать только растягивающие напряжения и опирающейся на смежные корпусные конструкции [1]. Существуют мембранные грузовые танки двух типов: с гофрированными мембранами (тип «Gaz Transport and Тес hnigaz»)
и с плоскостными мембранами (тип «Gаs ТгашрогЪ»). Первые формируются из тонколистовой хромоникелевой стали марки 8и8304Ь (по американскому стандарту). Вторые выполняются из сплава инвар (нержавеющая сталь с 36 %-ным содержанием никеля). Они практически не подвержены термическим деформациям в диапазоне температур, отвечающих условиям эксплуатации газовозов СПГ. Для изготовления сварных элементов аппаратов, емкостей, трубопроводов (обечайки, днища, патрубки, фланцы), деталей арматуры (штоки, клапаны, седла) и т. д. применяются хромони-келевые аустенитные стали [2]. Эти стали не чувствительны к эффектам старения во времени, и их ударная вязкость остается на высоком уровне даже после многолетней эксплуатации в условиях низких температур. К недостаткам этой группы сталей относятся низкая прочность при комнатной температуре, а также сравнительно высокая стоимость, обусловленная большим содержанием дорогого никеля.
Высокая стоимость никеля привела к созданию сталей, в которых никель полностью или частично заменен марганцем, также служащим стабилизатором аустенита. В их состав обычно дополнительно вводят азот, способствующий получению аустенитной структуры и дополнительному упрочнению. Азот, образуя твердый раствор внедрения, существенно меняет параметры кристаллической решетки аустенита и тем самым влияет на характеристики прочности. Растворимость азота в у-железе при температуре 830 °С составляет всего лишь 0,027 % [3]. Присутствие хрома и особенно марганца способствует увеличению его растворимости в стали.
Повышая стабильность аустенита, азот препятствует образованию 8-феррита при высоких температурах. Введение азота в хромоникель-марганцевые стали позволяет более чем в полтора раза поднять уровень предела текучести при комнатной температуре. С понижением температуры эффективность влияния азота как элемента внедрения, блокирующего движение дислокаций, на величину предела текучести еще более возрастает. Хром, никель и марганец как элементы замещения оказывают меньшее влияние на прочностные свойства, их роль определяется необходимостью обеспечения заданной аустенитной структуры [3].
При введении в хромоникельмарганцевую сталь до 0,20 % азота предел ее текучести при 20 °С повышается на 50 %, а с понижением температуры увеличивается еще более интенсивно. С введением азота в сталь ее пластичность и вязкость несколько снижаются, но остаются на достаточно высоком уровне, характерном для ау-стенитных сталей.
Распространенные в настоящее время методы получения высокоазотистых аустенитных сталей (плавка под повышенным давлением азота или противодавлением аргона, плазмохими-ческое насыщение расплава) предполагают использование сложного оборудования. Кроме того, ввиду высоких температур, необходимых для плавления стали, практически неизбежно получение крупнозернистых материалов, обладающих низкими механическими свойствами. Поскольку зерно в аустенитных сталях не может быть измельчено термической обработкой, требуется многократная обработка давлением, что в конечном счете приводит к увеличению длительности технологического цикла, повышению расхода энергии и удорожанию материала.
В этой связи интенсивно изучаются проблемы уменьшения размера зерна высокоазотистых аустенитных сталей. Большое значение в выполнении данной задачи принадлежит технологии механического легирования [4—6]. По оценке некоторых авторов механохимические методы обработки материалов по своей энергонапряженности сравнимы с электронно-лучевой обработкой, а по воздействию на фазовые превращения — с ударно-волновой. Известно также, что механическое легирование является перспективным направлением получения наноструктуриро-
ванных материалов и широко применяется во многих развитых странах. Использование технологии механолегирования позволяет осуществить одновременное легирование железа аустенитоо-бразующими элементами и азотом [6]. При этом возможно образование сплавов с нанокристал-лической структурой и выделениями неравновесной фазы, размеры которой не превышают нескольких нанометров. В этой связи следует ожидать, что полученный компактный материал из данных порошков должен обладать комплексом высоких физико-механических свойств.
Однако, несмотря на кажущуюся простоту осуществления процессов механолегирования, вопросы взаимодействия азота с металлами и сплавами при механолегировании исследованы недостаточно. В большинстве случаев процессы механоактивации осуществляют в азоте в течение десятков часов. Атмосфера аммиака исследована только в единичных работах. Авторы проекта показали, что, в отличие от азота, использование аммиака позволяет на порядок сократить длительность технологического процесса механолегирования. Однако для окончательного решения вопроса об использовании той или иной атмосферы азотирования необходимы исследования, направленные как на термодинамическое моделирование процессов взаимодействия азотосодержащих сред с металлами при их совместной механоактивации, так и изучение кинетики данного процесса.
Целью нашей работы было изучение процесса фазообразования при механолегировании железа аустенитообразующими элементами в системе Бе-Сг-М-Мп-М в атмосфере аммиака.
Механическую активацию исследуемых порошков проводили в герметичном механореак-торе высокоэнергонапряженной вибромельницы в среде аммиака по методике, описанной в работе [7]. Схема процесса механолегирования, применяемая в СПбГПУ, представлена на рис. 1. В качестве исходных компонентов использовали порошки железа (ПЖ-2М), хрома, электролитический никель и марганец с размером порошинок не более 200 мкм. Отношение массы загружаемого порошка к массе шаров составляет от 1:10 до 1:25. Время размола — от 1 до 5 часов.
На рис. 2 представлено изменение фазового состава в сплаве Ре-18Сг-8№-12Мп-М в зависи-
Рис. 1. Схема процесса механолегирования, применяемая в СПбГПУ
мости от времени механоактивации. Фазовый состав образцов определяли методом рентгено-фазового анализа на дифрактометре Bruker D8 ADVANCE (Германия) в CuKa-излучении по стандартной методике (U = 40 кВ, I = 40 мА). Из приведенного рисунка видно, что с увеличением времени механоактивации содержание Y-фазы растет. При этом ее доля в сплаве после 3,5 часов механоактивации достигает 90 %. При обработке полученной дифрактограммы с помощью программы EVA было установлено, что получаемый порошок имеет нанокристалличе-
скую структуру, размеры которой находятся в диапазоне от 18 до 36 нм.
Дальнейшие исследования тонкой кристаллической структуры на высокоразрешающем просвечивающем электронном микроскопе ТесИпа1 8-Тшп G230 позволили получить более подробные данные о строении и размерах нанокристал-лов в исследуемом сплаве. На рис. 3, а, б показана типичная нанокристаллическая структура механолегированного высокоазотистого порошкового сплава системы Бе-18Сг-8№-12Мп-0,9^ Видно, что размеры нанокристаллов находятся
Рис. 2. Изменение фазового состава в сплаве Fe-18Cr-8M-12Mn-0,9N в зависимости от времени механоактивации
Рис. 3. Типичная нанокристаллическая структура меха-нолегированного высокоазотистого порошкового сплава системы Fe-18Cr-8NЫ2Mn-0,9N
в диапазоне от 6 до 20 нм. Анализ изображения показал, что нанокристаллы имеют ГЦК-решетку. При изучении тонкой структуры при большом увеличении (рис. 3, б) можно увидеть, что на границах скопилось много дислокаций, а атомные плоскости частично когерентны.
В результате механического легирования в атмосфере аммиака из порошков железа, хрома, никеля и марганца были получены порошковые высоколегированные аустенитные сплавы с сверхравновесным содержанием азота и размером нанокристаллов аустенита 6—36 нм. При помощи механолегирования без дополнительного теплового воздействия удалось не только получить определенный состав порошкового сплава
с нанокристаллической структурой, но и добиться изменения типа кристаллической решетки (исходная ОЦК-решетка железа превратилась в ГЦК). Следовательно, механохимический метод может быть использован для получения порошковых высокоазотистых аустенитных сплавов с нанокристаллической структурой, которые могут применяться при создании криогенной техники, в частности при строительстве танков газовозов СПГ.
Работа выполнена в соответствии с государственными контрактами № П723 и № 16.740.11.0557 на выполнение научно-исследовательских работ для государственных нужд в рамках Федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009—2013 годы.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Логачёв, С.И. Анализ основных элементов и характеристик современных судов для сжиженного природного газа (судов LNG) [Текст] / С.И. Логачёв // Морской вестник. — 2005, № 3 (15). С. 33-39.
2. Солнцев, Ю.П. Конструкционные стали и сплавы для низких температур [Текст ] / Ю.П. Солнцев, Г.А. Степанов.— М.: Металлургия, 1985.— 271 с.
3. Солнцев, Ю.П. Специальные материалы в машиностроении [Текст] / Ю.П. Солнцев, Е.И. Пря-хин, В.Ю. Пирайнен.— СПб.: Химиздат, 2004.— 640 с.
4. Попович, А.А. Механохимический метод получения порошков тугоплавких соединений [Текст ] /
А.А. Попович, В.П. Рева, В.Н. Василенко // Порошковая металлургия.—1993. № 2.
5. Popovich, A.A. Mechanisms governing tribochem-ical reduction of metals and non-metals from their oxides [Текст] / A.A. Popovich, V.P. Reva, V.N. Vasilenko // Alloys and Compaunds. 1993. Vol. 190.
6. Cisneros, M.M. Processing of nanostructureB high nitrogen stainless steel by mechanical alloying // Metallurgical and Materials Transactions. V 36A. May, 2005. — P. 1309-1316.
7. Попович, А.А. Механохимический синтез тугоплавких соединений [Текст] / А.А. Попович.— Владивосток: Изд-во ДВГТУ, 2003.
УДК 621.777.4
А.В. Глазков
ТЕХНОЛОГИЯ ХОЛОДНОЙ ГИБКИ ТРУБ МЕТОДОМ ПРОДОЛЬНОГО РАСКАТЫВАНИЯ
Интерес крупных промышленных предприятий к технологиям гибки труб неизменно растет. Специалисты, занимающиеся развитием производства в судостроении, энергетическом машиностроении, автомобилестроении, авиастроении, изучают виды гибки и принципы работы оборудования, проводят анализ технико-коммерческих предложений различных фирм. Наиболее высокие требования к изогнутому
трубопроводу предъявляют автомобильная и аэрокосмическая промышленности. Например, в 2010 году ОАО «Воткинский завод» на аукционе на поставку оборудования указал следующие требования: минимальный осевой радиус гиба Я = 0,7 (В — наружный диаметра трубы), овальность сечения (отклонение от круглости) — не более 2,5—3 % от В, отклонение геометрии трубы теоретического профиля — не более 1 мм.
