WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 5 |

0,360

4

04Х22АГ16Н8М2Ф

0,040

0,27

16,20

21,7

7,90

0,11

-

1,99

0,470

5

07Х24АГ10Н7МФ

0,070

0,39

10,31

23,7

7,20

0,36

-

0,89

0,45

6

05Х21АГ6Н4МФ

0,050

0,32

6,20

20,8

4,29

0,21

-

1,10

0,44

7

05Х19АГ10Н7М2ФБ

0,050

0,40

9,90

19,4

6,80

0,22

0,17

1,56

0,43

8

03Х19АГ10Н7М2ФБ

0,035

0,28

10,10

19,1

6,70

0,37

0,12

1,52

0,44

9

04Х19 АГ10Н7М2ФБ

0,036

0,32

10,60

19,1

7,00

0,56

0,14

1,54

0,48

10

03Х20 АГ10Н7М2ФБ

0,035

0,35

10,30

19,7

7,1

0,76

0,14

1,53

0,49

11

03Х22АГ16Н15М2Б

0,030

0,27

15,90

21,8

15,20

-

0,30

0,95

0,62

12

06Х21АГ14Н8М2Ф

0,060

0,22

14,34

21,0

8,01

0,17

-

1,08

0,512

13

06Х22АГ15Н8М2Ф

0,060

0,27

14,57

21,9

8,06

0,18

-

1,60

0,514

14

05Х22АГ15Н8М2Ф

0,050

0,31

15,10

21,5

7,90

0,15

-

1,10

0,510

* – плавки 1 – 14 содержат (масс.%): S = 0,006-0,008, P = 0,010 – 0,014, Ca = 0,005 – 0,010, Ce = 0,01 – 0,03.

Свариваемость сплавов исследовали на сварных соединениях, полученных с помощью ручной аргонно-дуговой сварки. Обрабатываемость резанием оценивали по результатам продольного точения заготовок с применением резца из сплава ВК8. Площадь износа резца определяли при наложении фотографий режущей части резцов до и после обработки резанием.

Испытания на стойкость к общей коррозии проводили в 0,9% растворе NaCl (физиологический раствор). Определяли скорость коррозии: Km = m/, г/м2ч, где - время выдержки в коррозионной среде, ч. Испытания на МКК проводили методом АМУ. Исследование коррозионной стойкости под напряжением изогнутых пластин толщиной 0,1 – 0,8 мм проводили в водных растворах серной и соляной кислот. При этом скорость коррозии определяли по относительной потере веса прокорродировавшего образца и по количеству выделившегося в процессе реакции водорода. Исследования технологической пластичности сплавов проводили на клиновидных образцах после прокатки при 700, 800, 900, 1000 и 1100оС за один проход

Третья глава посвящена исследованию влияния легирующих элементов на структуру и свойства коррозионно-стойких аустенитных азотосодержащих сплавов. Их фазовый состав и уровень свойств зависят от растворимости азота, которая определяется химическим составом сплава. В связи с этим для создания высокоазотистых Fe-Cr-Mn-Ni-Mo сплавов, которые могут найти практическое применение, важно оценить предельную растворимость азота в выбираемых композициях. Это позволит установить концентрационные интервалы, определяющие фазовый состав указанных сплавов. В настоящей работе с использованием уравнения Вагнера сделаны расчёты предельной растворимости азота в Fe-Cr-Mn-Ni-Mo-N сплавах с использованием параметров взаимодействия первого и второго порядков, предложенных Фойхтингером. С использованием расчетных данных построены зависимости максимальной концентрации азота в сплавах железа с 0,02% C и 1% Mo от содержания в них Cr (13 - 30%), Mn (1 - 21%), Ni(1 - 15%) (мас.%). На основе расчётных данных о предельной растворимости азота в изученных сплавах и модифицированной структурной диаграммы Шеффлера, установлено расположение однофазных и многофазных областей в зависимости от величины Niэкв и Crэкв для исследованных сплавов (рис.1).

Показано, что с возрастанием величины Crэкв от 17,5 до 22,5 мартенситно-аустенитная область (М+А) существенно расширяется, и предельное значение Niэкв, ограничивающее указанную область, возрастает от 11,5 до 14 (рис.1. б-г). При величине хромового эквивалента 31,5 мартенситная структура не образуется. Область аустенитной структуры граничит с аустенитно-ферритной областью. Граница между этими областями соответствует значению никелевого эквивалента 23,5 (рис.1 д). Для получения аустенитной структуры у коррозионностойких Fe-Cr-Mn-Ni-Mo-N сплавов с увеличением хромового эквивалента от 17,5 до 31,5 необходимо их легирование аустенитообразующими элементами в количествах, при которых величина никелевого эквивалента превышает соответственно указанные на рис.1 б-д значения.

Структура и уровень физико-механических свойств исследованных Fe-Cr-Mn-Ni-Mo-N сплавов (пл. 1-11 табл.1), существенно зависят от их химического состава. Во всех сплавах после горячей прокатки при 1100оС и закалки от 1100оС наблюдали мелкозернистую (табл 3.1) аустенитную структуру с большим количеством двойников, что характерно для азотосодержащих сплавов. После прокатки при 1100 оС сплавы не содержали мартенсита и феррита и были практически немагнитны ( < 1,01 Гс/э). В структуре сплавов 04Х22АГ16Н6М2Ф с 0,36% N (пл 3), 04Х22АГ16Н8М2Ф с 0,47% N (пл 4), 07Х24АГ10Н7МФ с 0,45% N (пл 5) и 05Х21АГ6Н4МФ с 0,44% N (пл 6) после прокатки наблюдали частицы -фазы в количестве соответственно 7, 4, 5 и 2%. В изученных сплавах -фаза содержала кроме хрома и железа повышенное количество молибдена. Особенностью структуры сплавов с -фазой, неравномерно распределенной по объему аустенитных зерен, является их разнозернистость. Отмечено, что у сплавов плавок 3 – 5 с увеличением количества -фазы в их структуре средний размер зерна аустенита возрастает, пластичность и ударная вязкость снижаются (табл.2). Объемная доля -фазы в этих сплавах возрастает с увеличением соотношения [Cr] + 2 [Mo] + 4 [V] /[N] + [C] масс.%. В структуре пл. 3, 4, 5 и 6 (табл.1) после закалки от 1100оС наблюдали, соответственно, феррит в количестве 7; 3,5; 4 и 2% и размер зерна аустенита 30; 27; 23 и 24 мкм. Более мелкозернистую аустенитную структуру имели сплавы типа Х19АГ10Н7М2ФБ, легированные V и Nb (пл. 7 – 10) и содержащие в структуре небольшое количество некрупных (< 1 мкм) нитридных частиц, не растворившихся при нагреве под закалку. По величине, и KCU (табл.2) пл 7 – 10 существенно превосходят пл 3 – 6, не содержащие Nb (табл.2). В структуре сплава 03Х22АГ16Н15МБ (пл. 11) с повышенным содержанием ниобия (0,3%) после закалки наблюдали большое количество крупных частиц нитридов ниобия, не растворившихся при нагреве под закалку, с которыми в значительной мере связано снижение ударной вязкости (табл.2). Высокое содержание в этом сплаве никеля (15,2%), снижающего растворимость азота в расплаве, может приводить к ухудшению механических свойств их сварных соединений, образованию большого количества пор не допустимых размеров, а также выделений в зоне термического влияния нитридов хрома преимущественно по границам зерен. Лучшее сочетание механических свойств (табл.2), немагнитности и коррозионной стойкости получено у сплавов 06Х21АГ14Н7М2Ф (пл 1) и 07Х21АГ16Н8МФ (пл 2) после закалки и прокатки при 1100оС. Химический состав сплавов пл. 1 и 2 (табл.1) обеспечивает получение после закалки и горячей прокатки мелкозернистой аустенитной структуры без -феррита, -фазы и карбидов Cr23C6. Расчет коэффициента питтингообразования по известной формуле Эп=%Cr + 3,3 %Mo + X %N (коэффициент Х - по данным разных исследователей, имеет значения от 16 до 30) показывает, что химический состав пл. 1 и 2 должен обеспечить высокое сопротивление этих сплавов образованию питтингов.

Полученный у сплава типа 05Х22АГ15Н8М2Ф (пл.1 и 2) уровень механических свойств, немагнитности и расчётное сопротивление питтинговой коррозии удовлетворяют требованиям, предъявляемым к материалу для медицинской техники. Такой материал может быть использован для литых деталей судовой арматуры.

Таблица 2. Механические свойства сплавов (пл. 1 – 11) после закалки 1100оС (числитель) и горячей прокатки при 1100оС (знаменатель).

№ плавки

в

0,2

KCU

МПа

%

Мдж/м2

1

839/1095

498/853

52,0/44,0

82,0/66,0

>3,6* /2,70

2

857/1106

496/861

53,0/52,0

81,0/79,0

>3,6* /2,65

3

849/1100

490/750

39,0/19,0

49,0/18,0

0,90/0.50

4

910/1005

537/725

43,0/41,0

53,0/51,0

1,30/1,10

5

990/1040

582/691

46,0/42,0

54,0/50,0

1,00/0,90

6

935/1039

581/845

48,9/41,8

58,1/53,0

1,90/1,70

7

840/1058

460/957

53,9/31,4

59,0/64

3,61/1,86

8

847/1047

Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 5 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»