WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |

449/949

54,0/27,2

64,8/59,0

3,30/1,60

9

891/1092

492/998

63,0/26,5

62,1/59,0

2,79/1,38

10

888/1036

511/902

59,0/31,6

67,0/53,0

2,40/1,29

11

896/1097

545/931

40,1/32,7

55,3/51,3

1,31/1,05

  • – образец не разрушился.

С учётом последней указанной потенциальной области применения в работе были выявлены закономерности формирования структуры и механических свойств сплава 06Х22АГ15Н8М2Ф (пл.12, табл.1) в литом состоянии. В процессе получения отливки формируется тонкостолбчатая дендритная структура (рис. 2. а). По данным электронной микроскопии для субструктуры аустенита литого сплава после закалки от 1100оС характерно наличие: малоугловых границ, которые фрагментируют крупные аустенитные зерна; дислокационных скоплений небольшой плотности около малоугловых границ; волнистых границ зерен и небольшого количества дисперсных выделений на границах зерен. В литой структуре дендриты и междендритное пространство представляют собой аустенит разного химического состава, по данным микрорентгеноспектрального анализа. Дендриты, по сравнению с междендритными пространствами, обогащены хромом и молибденом и имеют большую микротвердость. После закалки от 1100С эта разница уменьшается незначительно. Гомогенизирующий отжиг при 1200 оС в течение 3 ч с последующей закалкой от 1100 оС обеспечивает значительное уменьшение дендритной ликвации и разницы микротвердости в дендритах и междендритных пространствах. После этой термической обработки тонкие ветви дендритов частично или полностью растворяются, оконечности дендритов приобретают глобулярную форму (рис. 2.б).

Рис.2.Микроструктура заготовок литого сплава 06Х22АГ15Н8М2Ф:

а -без термической обработки, б -после отжига при 1200оС, и закалки от 1100оС.

После испытаний на растяжение изломы образцов литого сплава имеют квазивязкий характер разрушения. Присутствуют большие плоские участки предположительно соответствующие междендритным областям, по которым прошло хрупкое разрушение, и более вязкие крестообразные участки, предположительно соответствующие осям дендритов. После гомогенизирующего отжига сплава при 1200С и закалки от 1100С характер разрушения становится вязким, с образованием мелких и крупных ямок. Результаты механических испытаний литого сплава 06Х21АГ14Н8М2Ф после этой обработки (табл.3) показали значительное преимущество по уровню прочности или пластичности и вязкости по сравнению с применяемыми для изготовления литых деталей судовой арматуры сплавами: Бр.ОЦ 8-4, Бр.АЖН 10-4-4, ВТ 19 и 08Х18Н10Т.

Таблица 3 Механические свойства литого сплава 06Х21АГ14Н8М2Ф.

Термообработка

0,2, MПa

в, МПа

, %

, %

KCU, МДж/см2

-

445

476

9

12

1,17

Закалка 1050С

382

643

51

68

-

Закалка 1100С

369

610

54

65

-

Отжиг 1200С +Закалка 1100С

437

820

48

77

-

В четвертой главе приведены результаты изучения влияния термической обработки и пластической деформации на структуру, химические и физико-механические свойства, в т.ч. износостойкость, сплавов типа 06Х22АГ15Н8М2Ф.

Повышение температуры нагрева под закалку от 900 до 1300оС приводит к снижению прочности при повышении пластичности и ударной вязкости (рис.3). У сплавов 06Х21АГ14Н7М2Ф (пл.1) и 07Х21АГ16Н8МФ (пл.2) после закалки от 900-950оС наблюдали повышенную плотность дислокационных скоплений и клубков, формирующих в некоторых местах ячеистую субзеренную структуру, большое количество дисперсных нитридов Cr2N. Значительное снижение 0,2 и повышение, и КСU у сплавов после закалки от 1050оС связано с интенсивным развитием процесса рекристаллизации наклепанного аустенита и возникновением чистых бездефектных рекристаллизованных зерен при сохранении в структуре небольшого количества нитридов Cr2N. Нагрев сплавов при 1150оС приводит к росту зерна и периода кристаллической решетки аустенита (рис.3) в результате интенсивного растворения нитридов.

Результаты исследования температуры прокатки сплава 06Х21АГ14Н7М2Ф при 700, 800, 900,1000 и 1100 оС с обжатием от 10 до 90% показали, что степень деформации оказывает существенное влияние на температуру начала рекристаллизации(Тнр). При = 20% Тнр 1100оС, при = 40% Тнр 1000оС. При дальнейшем увеличении объемная доля рекристаллизованных зерен при температуре деформации 1100 оС составляет около 40%.

После прокатки при 950 - 1000оС с - 70% у сплава 07Х21АГ16Н8МФ достигается сочетание высокой прочности (0,2 = 1238 - 1258 МПа и В =1314 - 1335МПа) и повышенной пластичности ( = 30-32%, = 48-54%) в результате формирования фрагментированной структуры с высокой плотностью дислокаций. Прокатка при 1050 и 1100оС приводит к снижению прочности и повышению пластичности. В изломах прокатанных при 950 и 1000оС ударных образцов, испытанных при температуре -70оС, наблюдали квазивязкое разрушение, состоящее из небольшого количества плоских участков и микротрещин. Прокатка при 1050 и 1100оС увеличивает количество вязкой составляющей в изломе. Закалка от 1000 - 1050оС образцов, прокатанных при 950 - 1100оС, приводит к получению полностью вязкого разрушения.

Изучена усталостная прочность сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф в различных структурных состояниях после закалки от 1100оС, закалки от 1100оС с последующим старением при 500оС в течение 10 час и прокатки при 900оС с суммарным обжатием 40%. Результаты испытаний при циклических нагрузках показали, что максимальная долговечность и более высокий предел выносливости (500МПа) наблюдаются у образцов после прокатки (рис.4 ). Образцы после закалки и после закалки и старения имеют практически одинаковый предел выносливости, однако ограниченная долговечность больше у образцов после закалки. Концентрация напряжения снижает предел выносливости образцов после прокатки с 500 МПа (у гладких образцов) до 300 МПа (у образцов с V- образным надрезом). Коррозионная среда (3,5% раствор NaCl) закаленных образцов не снижает циклическую прочность, а некоторое ее увеличение, по-видимому, связано с охлаждением поверхности образцов коррозионной средой.

Фрактография усталостного разрушения сплава показала, что зарождение усталостной трещины происходит в поверхностных слоях по сдвиговому механизму, а распространение усталостной трещины связано с образование квазивязких усталостных бороздок с частичным растрескиванием металла у вершины распространяющейся трещины. Исследование усталостного разрушения образцов с V – образным надрезом показало, что при высоком циклическом напряжении (500 МПа) усталостная трещина распространяется от многих очагов в поверхностном слое. Статический долом образца находится в центральной части сечения и характеризуется вязким характером ямочного разрушения.

Сравнительное исследование износостойкости сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф и стали 08Х18Н10Т в условиях трения скольжения без смазки показало, что в процессе испытания в течение 240 минут под нагрузкой 2 кг у первого материала достигается более значительный прирост микротвердости поверхности образцов. Глубина упрочненного поверхностного слоя образцов составляла около 10 мкм. При испытании под нагрузкой 0,5кг образца сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф и под нагрузками 0,5 и 1кг образца стали 12Х18Н10Т при скорости вращения контртела 1160 мин-1 получена линейная зависимость потери массы образцов от времени испытания. При нагрузке 0,5кг и скорости вращения контртела 460мин.-1 износостойкость этих сплавов практически одинаковая. При больших нагрузках и скорости вращения контртела выявляется значительное преимущество по сопротивлению износу сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф по сравнения со сталью 08Х18Н10Т, что связано с высокой интенсивностью деформационного упрочнения высокоазотистого аустенита и большей дефектностью его кристаллической решетки. Увеличение нагрузки от 0,5 до 1 и 2 кг или скорости вращения контртела от 460 до 1160 мин-1 приводит при длительности испытания 60 мин к резкому возрастанию потери массы образцов стали 08Х18Н10Т, несмотря на образование при трении 5% мартенсита деформации. Показано, что износостойкость сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф и стали 08Х18Н10Т не зависит от исходной (до испытания) прочности, а определяется в большей мере степенью деформационного упрочнения их аустенита.

Испытания на общую коррозию сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф показали, что этот сплав после закалки и пластической деформации не склонен к общей коррозии (средняя скорость коррозии составляла 0,1 – 0,4 мг/м2ч). Сплав не проявляет склонности к МКК после закалки и имеет высокое сопротивление питтинговой коррозии в 6% растворе FeCl3 (1,6мг/см2 сут). Изучена коррозионная стойкость в водных растворах серной и соляной кислот выпуклых и вогнутых сторон изогнутых холоднокатаных пластин из 05Х22АГ14Н8М2Ф. Исследование весовым методом скорости коррозии в 2 н растворе серной кислоты с добавлением 1н. КСl показали, что в течение 5-6 минут для обеих сторон изогнутой пластины проявляется общая тенденция к увеличению массы, сменяющаяся затем ее уменьшением. На растянутой стороне пластины в течение 40 минут растворение идет быстрее (3*10-6 с-1), чем на сжатой (2*10-6 с-1). Изучение скорости коррозии на двух сторонах изогнутой пластины, оцениваемое по изменению объема водорода, выделившегося на единице площади пластины, при выдержке в 23%-ом растворе соляной кислоты показало, что как и в случае весового метода, скорость растворения при растягивающем напряжении (выпуклая сторона) была больше, чем при сжимающем.

В пятой главе приведены результаты исследования полуфабрикатов, оценки технологичности, изготовления и испытания деталей из заготовок сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф промышленной выплавки.

С целью оценки свариваемости сплава 05Х22АГ14Н8М2Ф изучена структура и ударная вязкость образцов после закалки от 1100оС, способствующей интенсивному выделению нитридов и дестабилизации аустенита в процессе последующего нагрева при 800ОС в течение 1, 10 и 100 ч. В структуре закаленного сплава после выдержки при 800ОС - 1 час наблюдали аустенитную структуру с небольшим количеством нитридов хрома на границах зерен. При этом величина КСU =1,8 МДж/м2 является достаточно высокой и для относительно небольших (до 100 мм) сечений изделий можно использовать сварные соединения из этого сплава, поскольку охлаждение этих деталей после сварки на воздухе в интервале температур зарождения и роста нитридов хрома будет проходить за время не более 1 ч. С увеличением выдержки при 800оС до 10 ч в сплаве наблюдается интенсивное выделение нитридов по механизму прерывистого распада, которые снижают KCU до 0,8 МДж/м2. После 100 ч. выдержки при 800оС в структуре сплава увеличивается объемная доля продуктов прерывистого распада с образованием нитридов хрома и небольшого количества - фазы, что приводит к дальнейшему снижению KCU до 0,3 МДж/м2.

Для исследования стабильности аустенита в зоне термического влияния (ЗТВ) сварного соединения изучено влияние температуры нагрева и скорости охлаждения на ударную вязкость сплава. После нагрева до 1200оС и медленного охлаждения с печью из аустенита выделяется небольшое количество нитридов, которые незначительно снижают KCU. В структуре образцов после закалки с охлаждением в воде или на воздухе нитриды отсутствуют. Величина KCU закаленного сплава, независимо от скорости охлаждения, сохраняется на высоком уровне (KCU >3 МДж/м2), что свидетельствует о высокой устойчивости его аустенита против прерывистого распада при охлаждении металла в критическом интервале температур (900 – 600оС).

Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |






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