Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Бронз, Александр Владимирович

• Бронз, Александр Владимирович
• кандидат технических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат технических наук Бронз, Александр Владимирович

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1 Литературный обзор. Развитие и применение сплавов на основе системы Ре-Мп-А1

1.1 Тенденции развития высокопрочных сплавов на основе железа

1.1.1 Основные направления в разработках новых сталей

1.1.2 Термомеханическая обработка как эффективный способ формирования структуры ; высокопрочных сплавов (сталей)

1.1.3 Перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения

1.2 Сплавы Ре-Мп-А1-С

1.2.1 Фазы и фазовые превращения

1.2.1.1 Система Ре-Мп

1.2.1.2 Влияние дополнительного легирования на превращения в сплавах системы Ре-Мп

1.2.1.3 Система Ре-Мп-А1-С

1.2.2 Термическая обработка, механизмы упрочнения и свойства Ре-Мп-А1-С сплавов

1.2.2.1 Закалка. Превращения при нагреве и охлаждении

1.2.2.2 Старение. Фазовые превращения и дисперсионное твердение

1.2.2.3 Деформационное упрочнение и механические свойства

1.2.2.4 Окалиностойкость и коррозионная стойкость

1.2.2.5 Физические свойства

1.2.3 Термомеханическая обработка Ре-Мп-А1-С сплавов

1.2.4 Проблемы и перспективы применения

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВНАНИЙ

2.1 Построение и анализ диаграмм фазовых равновесий

2.2 Способы получения экспериментальных сплавов

2.3 Выбор режимов обработок

2.4 Методики испытаний и исследований

2.4.1 Металлографический анализ

2.4.2 Рентгеноструктурный анализ

2.4.3 Измерение твердости

2.4.4 Испытание на горячее и теплое сжатие

2.4.5 Испытание на изгиб

2.4.6 Измерение плотности

2.4.7 Измерение удельной теплоемкости

2.4.8 Измерение удельной теплопроводности

2.4.9 Дилатометрический анализ

3 РЕЗУЛЬТАТЫ РАБОТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ

3.1 Диаграммы фазовых равновесий системы Ре-Мп-А1-С-Ы. Положение фазовых регионов и возможный фазовый состав

3.2 Исследование в литом состоянии

3.2.1 Рентгенографические исследования

3.2.2 Металлографические исследования

3.3 Горячая деформация

3.3.1 Испытание на горячее сжатие. Диаграммы горячей деформации (ДГД)

3.3.2 Структура горячедеформированного металла

3.4 Теплая деформация

3.4.1 Испытание на теплое сжатие. Диаграммы теплой деформации (ДТД)

3.4.2 Структура металла после теплой деформации

3.5 Превращения при нагреве и охлаждении. Отпуск

3.6 Твердость

3.7 Холодная деформация

3.8 Физические свойства

3.8.1 Исследование параметра решетки

3.8.2 Плотность

3.8.3 Теплоемкость

3.9 Возможные области применения Ре-Мп-АЮ-Ы сплавов

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ТУ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия»

ВВЕДЕНИЕ

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 с учетом возможности заменить ими более дорогостоящие аустенитные хромони-келевые 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 термообработан-ном 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.

Целью данной работы являлось исследование структуры и свойств железомарганце-вых сплавов с высоким содержанием алюминия для оценки их применимости в литом и деформированном состоянии.

Задачами работы являлись:

- построение и анализ диаграмм фазовых равновесий;

- выбор режимов обработок и экспериментов;

- изучение структурных и фазовых превращений в процессе горячей, теплой, холодной деформации и при термической обработке;

- определение прочности исследуемых сплавов в различных условиях;

- оценка физических и специальных свойств исследуемых сплавов.

Рассмотрены современные тенденции развития высокопрочных сплавов на основе

железа, основные направления в разработках новых сталей.

Изучены диаграммы фазовых равновесий Fe-Mn, Fe-Al, Fe-Mn-Al, Fe-Mn-Al-C, основные механические и физические свойства сплавов рассматриваемых систем легирова-

ния. Изучены имеющиеся данные о структурных и фазовых превращениях Fe-Mn-Al-C сплавов при нагреве до температур аустенитизации, горячей деформации и охлаждения. Рассмотрены основные режимы термической обработки, наиболее часто применяемые режимы старения, процессы, протекающие при термической обработке и старении. Оценена эффективность деформационнго упрочнения и улучшения механических свойств и микроструктуры Fe-Mn-Al-C сплавов за счет добавления различных легирующих элементов, в том числе азота.

Подробно проанализирован вопрос о термомеханической обработке как эффективном способе формирования структуры высокопрочных сплавов (сталей).

Описаны перспективы развития высокопрочных сплавов третьего поколения. Оценена возможность разработки сплавов с высокой удельной прочностью для применения их в качестве немагнитных, высокопрочных конструкционных с высокой изностойкостью.

Практическая ценность работы подтверждена Актом об использовании результатов диссертационной работы предприятием ОАО «РКК «Энергия» имени С.П. Королева».

1 Литературный обзор. Развитие и применение сплавов на основе системы Fe-

Mn-AI

1.1 Тенденции развития высокопрочных сплавов на основе железа

В последние несколько десятилетий значительные усилия исследователей направлены на разработку новейших высокопрочных сталей, т.н. advanced high-strenght steel (AHSS). Эту работу вели главным образом в связи с потребностью автомобильной промышленности в уменьшении массы автомобилей для повышения их топливной экономичности и уровня безопасности пассажиров. Ужесточение ответственности и желание автовладельцев повысить свою безопасность в случае аварии и тенденция к увеличению экономии топлива стимулировали широкое применение в элементах конструкции автомобильного кузова новейших высокопрочных сталей. В работе [1] систематизированы актуальные исследования развития высокопрочных сталей.

Применяемые и активно исследуемые в настоящее время новейшие высокопрочные стали (AHSS) включают в себя двухфазные, многофазные и TRIP-стали (стали с пластичностью, наведенной превращением - ПНП-стали). Эти три типа сталей относятся к сталям AHSS первого поколения. Аустенитные стали с TWIP-эффектом (пластичность, наведенная двойникованием - ПНД-стали), легкие стали с индуцированной пластичностью и стали, упрочняемые полосами сдвига принято называть высокопрочными сталями второго поколения. Характерные показатели механических свойств наиболее распространенных сталей этих групп представлены на рисунке 1.

Предел прочности, МПа

Рисунок 1 - Конструкционная прочность традиционных и новейших высокопрочных сталей

разных классов по [1]

Подписи на рисунке: AHSS - перспективные высокопрочные стали третьего поколения, AUST.SS - аустенитные высокопрочные; ВН - упрочняемые горячей сушкой; СМп - углерод-марганцовистые; CP - многофазные; DP -двухфазные; HSLA - высокопрочные низколегированные; IF - без фаз внедрения; IF-HS - высокопрочные без фаз внедрения; ISO - стали по стандарту ISO; L-IP - легкие с индуцированной пластичностью; MART - мар-тенситные; Mild - мягкие; TRIP - ПНП-стали; TW1P - ПНД-стали.

Концепции сталей АНББ первого поколения разрабатываюсь с расчетом на относительно простой химический состав и имели главным образом многофазную микроструктуру на основе феррита. В настоящее время из сталей АНБЗ наиболее распространены двухфазные стали. Помимо повышенной прочности и штампуемости, хорошей свариваемости, двухфазные стали достаточно легко обрабатываются. ТШР-стали, в которых превращение остаточного аустенита в мартенсит при деформации сопровождается деформационным упрочнением, характеризуются сочетанием повышенной прочности и пластичности. Стали АИББ второго поколения демонстрируют значительно более высокие механические свойства, но эти аустенитные стали имеют более высокое содержание легирующих элементов, что приводит и к повышенным производственным затратам. Кроме того обнаружили, что промышленное производство сталей этих составов, в особенности Т\¥1Р-сталей с высоким содержанием марганца, весьма сложно, к тому же Т\¥1Р-стали, как выяснилось, склонны к замедленному разрушению. Недавние исследования показали, что чувствительность к хрупкому разрушению можно уменьшить путем легирования алюминием, хотя действующий при этом механизм еще продолжают изучать [2].

Из рисунка 1 видно, что между свойствами ныне существующих АШЗ-сталей первого и второго поколений имеется некоторый разрыв. Поэтому в настоящее время исследования сосредоточены на заполнении этого промежутка за счет применения усовершенствованных или новых технологических процессов, в которых особое внимание следует уделить промышленному освоению и экономичности разрабатываемых сталей [1]. При этом выделяют несколько стратегических направлений в разработке этих сталей, в числе которых:

- обработка с целью улучшения свойств двухфазных сталей;

- модифицирование обработки традиционных ТШР-сталей;

- разработка высокопрочных сталей с ультратонкой бейнитной микроструктурой;

- внедрение новых технологических маршрутов, включающих закалку и разделение углерода (т.н. (З&Р-процесс) и сверхбыстрый нагрев и охлаждение;

- разработка высокомарганцевых ТШР-сталей.

1.1.1 Основные направления в разработках новых сталей

Разработка АНЗБ-сталей третьего поколения проводилась на основе упрощенной модели химического состава [1]. Рассматривали мартенситно-ферритные и мартенситно-аустенитные микроструктуры. Результаты расчетов, полученные для различного соотношения фаз, показаны на рисунке 1, где отдельные точки конкретных результатов расчета, соот-

ветствующие определенным долям фаз, наложены на экспериментальную диаграмму конструкционной прочности.

Следует отметить, что в качестве показателя пластичности при расчетах по компьютерной модели определяли равномерное удлинение. Для расчета по модели принимались следующие входные параметры: феррит - временное сопротивление разрыву ав а = 300 МПа, истинное равномерное удлинение 8а = 0.3, аустенит - Ств у = 640 МПа, &у= 0.6, мартенсит - а в м = 2000 МПа, бм = 0.08. При расчете исходили из допущения о полностью стабильном аусте-ните, то есть исключали превращение аустенита при деформации. Видно, что прогнозируемые свойства при растяжении ферритно-мартенситных микроструктур накладываются на свойства, которые показывают АНБЗ-стали первого поколения. Область свойств, соответствующих аустенитно-мартенситным составам, располагается между областями АН88-сталей первого и второго поколений, то есть как раз в предполагаемом интервале сталей «третьего поколения».

На втором этапе исследований с моделированием стали учитывать также превращение метастабильного аустенита при деформации. Рассматривали четыре условия стабильности аустенита, показанные на рисунке 2а. Полученные в результате прогнозируемые сочетания прочности и пластичности представлены на рисунке 26, где буквами А - Э обозначены разные условия стабильности аустенита, а отдельные точки на каждой кривой соответствуют разным величинам содержания аустенита (в диапазоне 0 - 85%, остальное - феррит со свойствами Ов о = 300 МПа, Эц = 0.3).

Условие стабильности

0.1 0.2 0.3

Истинная деформация

а

300 600 900 1200

Предел прочности, МПа

б

1600

Рисунок 2 - Влияние стабильности аустенита на сочетание прогнозируемых механических свойств по [1]

Стабильность аустенита, т.е. кинетика превращения под нагрузкой, оказывает явно выраженное влияние на прогнозируемые свойства. Минимальная стабильность (условие Э на рисунке 2а) приводит к образованию мартенсита при малых величинах деформации и к приданию свойств, показатели которых накладываются на область свойств АШ8-сталей первого поколения. Это значит, что вклад аустенита в повышение свойств незначителен. Наилучшее

сочетание прочности и пластичности соответствует структуре с высокой объемной долей относительно стабильного аустенита (кривая В на рисунке 26). В использованной модели сделаны упрощающие допущения, и в дальнейшем предстоит разработать более точные модели [3]. Но и этот простой подход приводит к пониманию роли отдельных компонентов структуры и дает представление о том, что для получения АМвБ-сталей нового поколения необходимо создавать сложные микроструктуры со значительными долями высокопрочных фаз -это могут быть мартенсит, бейнит или ультрамелкозернистый феррит, - в сочетании с пластичным аустенитом с контролируемой устойчивостью к превращению аустенит—»мартенсит при деформации.

Продолжающиеся исследования перспективных высокопрочных сталей сосредоточены на повышении прочности и/или пластичности до более высоких уровней, по сравнению с АШБ-сталями первого поколения, без значительного увеличения содержания легирующих элементов, или нацелены на снижение уровня легирования в АН88-сталях третьего поколения. Предложенные составы, используемые при разных технологических маршрутах и описанные в отдельных публикациях, представлены в таблице 1 .

Таблица 1 - Химические составы и маршруты обработки сталей, рассмотренные в разных исследованиях [1] _

Тип сталей/обработок Химический состав

Перспективные двухфазные 0.17С-1,63Мп-0.2881

Модифицированные ТИР a39C-l.16Si-l.20Mn

0-38C-l.46Si-l.20Mn

0-39C-l.99Si-l.20Mn

0.23С-1.65Мп-0.458У.14А1-0.076Р-0.085Т1

0.24С-1.67Мп-0.458М.38А1-0.080Р-0.08ШЬ

0.22С-1.55Мп-1.558ь0.035№>

0.186С-1,53Мп-1,488ь24рртТь 1081 рршУ-81 ррп^

0.225С-1.58Мп-1.608ь25рртТь1550рртУ-90рршЫ

0.20С-1.51Мп-1.5181

0.20С-1.71 Мп-1,488ь0.02Мэ

0.185C-2.3Mn-l.5Si-0.25Mo

0.285С-2.3Мп-1.58ь0.25Мо

Бейнитпые 0.79С-1.94Мп-Ь598ь1.33Сг-0.30Мо-0.1 IV

0.98С-1.89Мп-1 MSi-l.26Cr-0.26Mo-0.09V

0.83С-1.98Мп-1.578М.02Сг-0.24Мо-1.54Со

0.78С-1.95Mn-l.49Si-0.97Cr-0.24Mo-l.60Co-0.99Al

0.80С-2.01Мп-1.598МСг-0.24Мо-1.51Со

0.79С-1.98Мп-1.568ь1.01Сг-0.24Мо-1.51Со-1.01А1

0.43C-3.00Mn-2.02Si

0.19С-2.90Мп-2.1381

1.1 C-3.00Mn-2.02Si

0.22C-3.00Mn-2.03Si

0.39C-2.05Si-4.08Ni

0.39C-2.05Si-4.09Ni

0.40C-2.01 Si-4.15Ni

0.22C-3.00Mn-2.03Si

0.22C-3.00Mn-1.99Si

0.32C-1.97Mn-1.45Si-1,26Cr-0.26Mo-0.10 V

0.31 C-l ,51Si-l ,44Cr-0.25Mo-3.52Ni-0.10V

0.30C-1.51 Si-l.42Cr-0.25Mo-3.53Ni

0.31 С-1.51 Si-1.44Cr-3.52Ni-0.25Mo-0.10V

0.30C-1.51 Si-1.42Cr-3.53Ni-0.25Mo

0.29C-2.25Mn-l .50Si-0.26Mo

0.29C-1.97Mn-1.46Si-0.46Cr-0.25Mo

0.29C-1.56Mn-1,49Si-1,47Cr-0.25Mo

0.27C-1.53Mn-1.71 Si-1.47Ni-0.17Cr-0.24Mo

0.22C-2.23Mn-l ,50Si-0.25Mo

0.21C-1,56Mn-l .46Si-l.49Cr-0.24Mo

Закалка 0.20C-1.71Mn-1.48Si-0.02Nb

0.19C-l.59Mn-l.63Si

0.20C-1,63Mn-l ,63Si

0.24C-1.61Mn-l ,45Si-0.30Al

0.25C-1.70Mn-0.55Si-0.69Al

0.24C-1 .бОМп-0.12Si-1.41A1 -0.17Mo

0.21C-1.96Mn-1.49Si-0.25Mo

0.17C-1,65Mn-0.38Si-l. 11 A1-0.08P

0.2C-1.5Si-1.8Mn

0.2C-1.6Si-3Mn

0.29C-1.59Si-2.95Mn

0.28C-1.64Si-4.95Mn

0.41 C-l .27Si-l .ЗОМп-l ,01Ni-0.56Cr

Мгновенная обработка (flash processing) 0.16C-0.16 Si-0.79Mn-0.13Cr-0.08Ni-0.13Cu

0.15C-0.21 Si-1.46Mn

0.04C-0.16Mn-0.02Cr-0.09Ni

0.21 C-0.22 Si-0.63Mn-0.33Cr-0.01 Ni-0.04Cu

0.22C-0.26 Si-l.05Mn-0.22Cr

0,21C-0.27Si-0.73Mn-0,48Cr-0.48Ni-0.16Mo-0.18Cu

Высокомарганцовистые TWIP/TRIP 0.02C-15.8Mn-3.0Si-2.9Al

0.04C-20.1Mn-2.8Si-2.9Al

0.03 C-25. 6Mn-3. OSi-2.8 A1

1.13C-11,4Mn-0.2Si-0.17Ni-0. 08Mo

0.10C-5.2Mn-d.12Si

Низкомарганцовистые TRIP 0.10C-5.8Mn-0.13Si

0.10C-7.1Mn-0.13Si

1.1.2 Термомеханическая обработка как эффективный способ формирования структуры высокопрочных сплавов (сталей)

Повышение прочности двухфазных сталей может быть относительно легко достигнуто за счет увеличения объемной доли мартенсита путем изменения содержания углерода и/или температуры отжига в межкритическом интервале. Таким путем разработаны стали DP780 и DP980, которые уже производятся в промышленном масштабе. Повышение прочности достигнуто также измельчением микроструктуры при горячей прокатке по специальной технологии. Подобный подход с использованием ферритного превращения, вызванного деформацией (DIFT), схематично показан на рисунке 3. Схема DIFT включает фазовое аусте-нитно-ферритное превращение, вызванное деформацией при прокатке при температуре на 25 - 50 °С выше точки Аг3, но ниже Асз.

Аустенизация

деформацией [I]

Обнаружили, что такой подход эффективно способствует образованию ультратонкого феррита с размером зерна порядка 1 мкм. Специальный способ охлаждения после прокатки также приводит к образованию ультрамелкозернистой двухфазной структуры при классических двухфазных составах, таких как 0,06С-1,9Мп-0,16Мо (интересно отметить, что ультратонкая двухфазная структура была получена и при составе с более экономным легированием, не включающем Мо). Еще один процесс включает интенсивную теплую деформацию (истинная деформация составляет 1,6) ниже температуры конца перлитного превращения, что приводит к образованию ультрамелкозернистой ферритной матрицы с равномерно распределенными в ней мелкодисперсными сфероидизированными частицами цементита [4]. Был получен размер зерна 1 - 2 мкм, который практически не изменялся при последующем отжиге в межкритическом интервале. Таким методом получили ультрамелкозернистую двухфазную

сталь с временным сопротивлением на уровне 893 МПа и удлинением 21%. Однако эти свойства остаются в пределах диапазона свойств АШЗ-сталей первого поколения, и таким образом измельчение микроструктуры ОР-сталей не дает возможности получить свойства АНББ-сталей третьего поколения. В некоторых случаях только повышение прочности не представляет собой основную задачу, и большой набор двухфазных микроструктур создавали с целыо не столько повысить свойства при растяжении, сколько выполнить специфические требования, такие как высокая технологичность (например, способность к гибке) [5].

Мацумура и др. изучали углеродистые стали 0.4СМп81 с уровнем механических свойств, отвечающим АИББ-сталям третьего поколения. Измельчением зерна ТШР-сталей путем микролегирования [6,7] достигали также уровня прочности при растяжении до 1000 МПа при уровне пластичности около 20%. Другие исследования ТШР-сталей основаны на модифицированной термообработке с полной аустенизацией и последующей за ней изотермической выдержкой при разных температурах (350 - 475 °С), а в некоторых случаях и ниже точки М8 (согласно расчету, равной 417 °С) [1]. Снижение температуры выдержки приводило к повышенным уровням прочности и пониженной пластичности, связанной с менее выраженным деформационным упрочнением. Изотермическую выдержку ниже температуры М5 применяют также в процессах ТШР-с1иа1 и ступенчатой закалки. В этих случаях в структурах остаются значительные доли аустенита, который предположительно является результатом бейнитного превращения.

В работах [8,9,10,11] проведены исследования по получению ультрамелкозернистых бейнитных микроструктур. Теоретические расчеты привели к обоснованному выбору содержания основных легирующих элементов, показанному в таблице 1 , для получения желаемой микроструктуры с отсутствием крупных блоков непревращенного аустенита, которые могли бы отрицательно повлиять на вязкость разрушения. Использовали низкие температуры превращения в диапазоне 125 - 325 "С, что в сплаве состава 0,98С-1,89Мп-1,468ь1,26Сг-0,26Мо-0,09У приводит к образованию микроструктур с ультратонким бейнитом и аустенитом (рисунок 4). Сталь с такой структурой имела твердость 600 НУ и прочность выше 2500 МПа.

Рисунок 4 -Просвечивающая электронная микроскопия ультратонкой бейнитной микроструктуры, полученной при температуре 200°С в течение 15 суток, в сплаве 0,98С-1,89Мп-1,46Бь 1,26Сг-0,26Мо-0,09У [1] 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 ((З&Р-метод, Риепс1гш§&РагШюпт§) 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 С)&Р или посредством выдержки при температуре закалки - так называемый одностадийный процесс С^&Р. 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 (?&Р-методом представляются перспективными кремнийсодержащие составы ТЮР-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.

Рисунок 5 - 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 е-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 15Мп-38ьЗА1 аналогична стали Гадфильда (1,1С-11,4Мп) [1].

Истинная деформащш, е

Рисунок б-Влияние содержания марганца на деформационное упрочнение высокомарганцевых сталей [15]

Альтернативная обработка ТШР-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 Т\\ТР-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 Т\¥1Р-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.

1.2 Сплавы Ре-Мп-А1-С

1.2.1 Фазы и фазовые превращения

1.2.1.1 Система Ре-Мп

Марганец встречается в четырех различных кристаллических модификациях (а, р, у, 5)1, причем все эти модификации обладают способностью растворять в определенной мере железо. В твердом состоянии в системе железо — марганец не возникает непрерывного ряда твердых растворов (рисунок 7, а). До настоящего времени считается, что между областями тетрагонального гранецентрированного у-твердого раствора на основе марганца и кубического гранецентрированного у-твердого раствора на базе железа существует гетерогенная область. Однако сопоставление с системой кобальт - марганец [18], где наблюдается аналогичный переход тетрагональной фазы в кубическую гранецентрированную и при этом не обнаруживается двухфазной промежуточной области, позволяет предположить, что то же самое происходит и в системе железо - марганец.

Марганец принадлежит к легирующим элементам, расширяющим у-область. Диффузия марганца в а- и у-железе проходит значительно труднее, чем диффузия углерода. Поэтому при низких температурах трудно точно определить границы гетерогенной а + у-области, так как при практически осуществимых выдержках состояние равновесия не

устанавливается. Даже при температурах несколько выше 400 °С эти границы можно считать установленными лишь качественно.

Установлено [19], что в гетерогенной области при очень медленном охлаждении или весьма длительном нагреве происходит расслоение, в результате которого образуются кристаллы а-раствора, который содержит меньше марганца, чем у-раствор, из которого ос-кристаллы выделились. На рисунке 7, б показано положение линий начала а «-»• у-превращения в зависимости от содержания марганца. Эти линии не отображают положения равновесия, а характеризуют лишь определенные практически точки, справедливые для условий эксперимента.

Ре /0

20 30 АО 50 60 70 80 90 Содержание марганца °/0 (т тесе)

а

1000 800 ¿Ш

¿200 0

|

1

■ч к/Я- •/(нагреб)

г-

— Т -и -а(охлсшдение}

ч у (на ¿рев)

Ъх! 1 пи !

7-ь(0хли>*иение) ■ , .1_ 1 .

о г 4 6 в ю (г к <б (в го ¿г

Содержание марганиа°/0

б

Рисунок 7 - Диаграмма состояния железо - марганец (а), влияние марганца на температуры у ■*-> а и у е-превращений (б) [20].

В сплавах, содержащих более 5 % Мп, у —» а-превращение при обычной скорости охлаждения происходит бездиффузионным путем подобно мартенситному превращению в железоуглеродистых сплавах. При образовании марганцевого мартенсита не происходит тетрагонального искажения а-решетки, а получается пересыщенный марганцем а-раствор той же концентрации, что и исходный у-раствор. Этот пересыщенный твердый раствор, который, строго говоря, нельзя считать термодинамически стабильной фазой, можно рассматривать, однако,- как некоторую стабильную модификацию, учитывая весьма малую скорость диффузии при низких температурах.

Как показано на рисунке 7, б, а —» у-превращение при нагреве начинается при относительно высоких температурах, при которых может происходить диффузионное выравнивание, тем более, что диффузия в а-железе протекает легче, чем в у-железе. Поэтому в процессе превращений при нагреве система оказывается ближе к действительному равновесию, чем при охлаждении. Это ведет к тому, что в случае более высокого содержания марганца создается температурный интервал, в котором даже при очень медленном изменении температуры и при длительной выдержке превращение вообще не идет ни в том, ни в другом направлении. В этом температурном интервале можно получать сплавы в двух различных состояниях, в зависимости от того, какой была последняя операция — нагрев или охлаждение. Можно говорить, следовательно, о существовании определенной области необратимости.

Мартенсит образуется в железомарганцевых сплавах до содержания марганца около 12 %, а затем протекает другое превращение [21-22] (также сдвиговое), при котором у-решетка превращается в гексагональную плотноупакованную е-фазу. Эта е-фаза, так же как и мартенсит, не представляет собой, строго говоря, стабильней фазы, однако ввиду практически полного отсутствия диффузии в этом температурном интервале применительно к этой фазе справедливы те же рассуждения о стабильности, которые были высказаны о мартенсите.

е-фаза, образующаяся из у-раствора, с уменьшением объема неферромагнитна. При высоком содержании марганца область е-фазы простирается ниже комнатной температуры, и, так же как и мартенситное превращение, у —» е-превращение „ этом случае является в определенной степени неполным. На рисунке 7, б показана линия у <-»• £-превращения при охлаждении и при нагреве. Первая из этих двух линий имеет такой же смысл, что и линия По данным Шмидта [23], 8-фаза образуется по сдвиговому типу, без изменения концентрации. Кроме того, Шмидт нашел, что с увеличением содержания марганца в гетерогенной области наблюдается непрерывное изменение параметра решетки а-фазы. Это означает, что здесь не может быть равновесных соотношений, и, таким образом, на диаграмме состояний

область E-фазы не указывается. При нагреве s-фаза переходит в у-фазу также по сдвиговому механизму с небольшим гистерезисом в 50° С (рисунок 7, б) [24].

Получающиеся в результате сдвиговых превращений метастабильные структуры, такие, например, как мартенсит в железоуглеродистых сплавах или s-фаза в железомарганце-вых, при определенных условиях имеют настолько высокую устойчивость, что их свойства являются решающими для практического значения таких сплавов. Что при этом речь идет не о равновесных, а о метастабильных состояниях, часто можно судить лишь по тому, что эти фазы образуются в процессе необратимых или условно обратимых превращений, не подчиняющихся правилу фаз Гиббса [24].

При нагреве у —* a-превращение идет в температурном интервале, в котором благодаря развивающейся диффузии возможны изменения концентрации, направленные в сторону установления равновесия. Обогащение марганцем у-твердого раствора в гетерогенной а + у-области объясняет то положение, что в сплавах, содержащих 5 - 6 % Мп, можно наблюдать появление s-фазы в случае нагрева в этой промежуточной области и последующего охлаждения до комнатной температуры. В чисто железомарганцевых сплавах полностью устойчивый при комнатной температуре аустенит получается при содержании около 30 % Мп. Следует предположить, что пересыщенной a-твердый раствор обладает более низкой свободной энергией, чем e-фаза. При исследовании сплавов с содержанием 15 - 17 % Мп было установлено, что после закалки аустенит и s-фаза присутствуют примерно в одинаковом количестве, а а-фаза отсутствует [21]. После холодного деформирования (приблизительно на 40 - 60 %) еще имеется s-фаза и небольшое количество пересыщенного a-раствора. При еще более сильной холодной деформации s-фаза полностью превращается в пересыщенный a-раствор. Было также установлено, что в итоге двухгодичного отпуска при 200° С слабо холоднодеформиро-ванных сплавов, содержащих 15 % Мп, s-фаза полностью превращается в пересыщенную а-фазу. Следовательно, s —► у-превращение при указанном содержании марганца происходит выше 200° С (см. рисунок 7, б).

В порошкообразных сплавах превращение в e-фазу происходит легче, чем в компактных [25]. Это объясняется, по-видимому, тем, что энергия активации при образовании новой фазы больше в компактном материале. Исследования порошкового сплава, содержащего 18,5 % Мп, показали, что сначала в процессе отпуска количество s-фазы увеличивается за счет а-и у-фаз, а затем, при более высоких температурах (450° С) и большей продолжительности отпуска, s-фаза превращается в a-твердый раствор. Таким образом, при нагреве s-фаза не обязательно полностью претерпевает обратное превращение в у-фазу.

Из изложенного следует, что фазовые соотношения в чистых железомарганцевых сплавах не просты и нуждаются во многих дополнительных объяснениях. Для практики имеет значение тот факт, что, во-первых, установление равновесия между у- и а-фазами потребовало бы ликвидации большого различия в концентрациях, а, во-вторых, что при 400° С диффузия марганца протекает слишком медленно, чтобы создание равновесного состояния могло бы быть осуществлено. В соответствии с этим в этих сплавах легко обнаруживается явление переохлаждения, а при достаточно низких температурах - бездиффузионная перестройка решетки по сдвиговому типу. Созданию равновесия в железомарганцевых сплавах препятствуют также ликвационные скопления, возникающие, очевидно, при затвердевании; даже в результате диффузионного отжига при высоких температурах трудно добиться выравнивания состава [26-27]. Значительная ликвация марганца объясняется, вероятно, большим различием в содержании его в 8- и у-фазах, наблюдающимся и при высоких температурах. Необходимо учитывать также, что при отпуске или отжиге неравномерное распределение марганца может быть связано с процессами возникновения у- и а-твердых растворов. Подобного рода ликвацию при фазовых превращениях можно хорошо наблюдать в железо-никелевых сплавах. С этой ликвацией необходимо считаться при всякой термической обработке сплавов [24].

1.2.1.2 Влияние дополнительного легирования на превращения в сплавах системы Ре-

Мп

При изучении влияния легирующих элементов на фазовые превращения и структурный состав железомарганцевых сплавов основное внимание уделяют превращению у—>е, так как считают, что влияние легирующих элементов на у—>а-превращение в сплавах системы Ре-Мп аналогично их влиянию на образование а-мартенсита в других сплавах на основе железа.

Данные по влиянию легирующих элементов на количество 8-мартенсита в структуре сплава Г20 приведены в работах [28,30], по результатам которых следует, что только кремний [28,29,30] и кобальт [30,31] приводят к увеличению содержания е-фазы как в отожженном, так и в наклепанном состояниях [32], одновременно смещая максимум на концентрационных кривых изменения количества е-фазы в сторону большего содержания марганца приблизительно на 2%.

Особенности влияния кобальта и кремния [31] связывают с изменением магнитного состояния аустенита под влиянием этих элементов. Установлено [31,33], что кремний и кобальт снижают температуру Нееля у-фазы, причем кобальт в меньшей степени, чем кремний. Увеличение интервала температур между М„г~~с и Т,,7 обуславливает увеличение количества 8-мартенсита.

В работах И. Н. Богачева влияние кремния объясняют тем, что кремний снижает энергию ДУ, в то время как углерод ее увеличивает, как видно из таблицы 2, это проявляется в активизирующем и стабилизирующем их влиянии на у—»е-превращение. Таблица 2 - Влияние энергии ДУ на количество е-фазы

Сплав с1, МДж/м2 е-фаза, %

Г20 30 45

30Г20 43 15

60Г20 60 -

Г20С2 20 75

Необходимо отметить, что кремний и кобальт уменьшают параметры кристаллической решетки железа, а все остальные элементы их увеличивают [30,34]. Добавка кремния к сплавам типа Г20 приводит к уменьшению параметров кристаллической решетки аустенита и е-фазы (ау, ас); при этом параметр с и отношение осей с/а возрастает, а объемный эффект у—»е-превращения уменьшается. Увеличение концентрации марганца способствует повышению ау, ас и сс.

Для анализа особенностей поведения кремния в двухфазных железомарганцевых сплавах важное значение имеет исследование О. А. Банных [35], который показал, что кремний ускоряет выделение углерода из аустенита хромомарганцевой стали. Это явление автор связывает с образованием в аустените вокруг ионов кремния зон, в которые затруднено попадание ионов углерода. Размер «запрещенной» для углерода зоны равен девяти узлам кристаллической решетки вокруг атомов кремния.

При добавлении к сплаву Г20 углерода [29,30,32,36,37,], азота [29-30], хрома, никеля [29-30,36,38], вольфрама, молибдена [30,39-40], ванадия и титана [30] количество е-фазы уменьшается. Наиболее сильно подавляет образование е-фазы углерод. Все перечисленные элементы снижают температуру как прямого у—>е, так и обратного е—»у-превращения, вследствие чего и уменьшается количество е-мартенсита.

При исследовании влияния алюминия и углерода на свойства сплава Г24 было установлено [41], что алюминий в количестве до 5% приводит к полной стабилизации аустенита, подавляя превращение у—>е.

По результатам фазового анализа сплавов системы Ре-Мп-Сг уточнена метастабиль-ная диаграмма для концентраций хрома более 10% после закалки с 1100 °С в воде. Хром до 5% не влияет на фазовое состояние железомарганцевых сплавов, содержащих до 15% Мп. Увеличение содержания хрома в сплавах, содержащих более 22% Мп, приводит к увеличению количества аустенита за счет а и е фаз. При содержании марганца более 22% количество у-фазы уменьшается с одновременным увеличением количества 5-феррита, отрицательно влияющего на механические свойства.

Система Ре-Мп-Сг исследована в работе [42-43] в интервалах концентраций 8 - 26% Мп и 5 - 10% Сг.

Для содержаний 4 - 18 % Мп и 6 - 23% N1 были построены фазовые диаграммы системы Ре-Ш-Мп при температуре от минус 269 до +27 °С [38]. Показано, что никель в значительной степени стабилизирует гамма-фазу. Совместное легирование никелем и хромом [44], азотом и молибденом [45] в еще большей степени стабилизирует у-область и сужает область существования е-мартенсита.

Авторами работ [42-43] проведены фундаментальные исследования по влиянию как раздельного, так и комплексного легирования алюминием, кремнием, медью, кобальтом, хромом, молибденом, ванадием на фазовый состав, его стабильность при деформации, механические свойства железомарганцевых сплавов.

Ферритообразующие алюминий и кремний по разному влияют на фазовый состав двойных железомарганцевых сплавов. Одновременное введение этих элементов (от 0 до 3% каждого) в указанные сплавы (от 10 до 30% Мп), благодаря их компенсирующему влиянию, позволяет получать однофазные а или у, а также двух- (в+у) и трехфазные (а+в+у)-структуры с различным соотношением фаз и неодинаковой стабильностью их к деформационному воздействию [42-43].

Алюминий (до 3%) в зависимости от содержания марганца и углерода по разному влияет на фазовый состав сплавов системы Ре-Мп: < 10% Мп, < 0,001% С - алюминий не изменяет фазового состава; < 10% Мп; < 0,01% С - увеличивает количество у-фазы за счет е-фазы, одновремеменно повышая нестабильность аустенита к превращениям при деформации; 10 - 12% Мп; 0,1 - 0,2% С - стабилизирует аустенит как при охлаждении, так и при деформации [42-43].

Повышение содержания углерода до 1 % в сплавах системы Ре-Мп-С-А1-У-Мо при варьировании марганца (от 7 до 18%), алюминия (от 0 до 3%), молибдена (от 0 до 1%) и ванадия (от 0 до 1%) переводит эти сплавы в аустенитные; двухфазная (а+у) структура наблюдается при содержании в этих сплавах 6% Мп и 1% V. Введение в сплавы Ре-Мп-С алюминия обеспечивает повышение их износостойкости.

1.2.1.3 Система Ре-Мп-А1-С

Сплавы системы легирования Ре-Мп-А1-С, как правило, имеют аустенитную структуру (аустенит является матричной фазой), а также могут содержать в равновесном состоянии несколько фаз (аустенит, феррит, к-карбид, карбиды МехСу, Р-марганец). Большинство исследований фазового состава построено на изменении двух параметров: химического состава (марганец, алюминий, углерод) и термообработки в интервале от 400°С до 1200°С. Опреде-

ление фаз в системе Ре^Мп-А1-С было получено из более ранних исследований тройной системы Ре-Мп-А1. Костер и Торн в 1933 опубликовали часть самой ранней работы о фазовых равновесиях в тронной системе Ре-Мп-А1 [46]. Эти первичные фазовые диаграммы системы Ре-Мп-А1 послужили базисом для исследований фазовых состояний и привели к открытию образования Р-марганца в высокомарганцевых сплавах Ре-Мп-А1-С [47]. Работа авторов [47] была продолжена Кривоноговым и др. [48], Ишидой и др.[49], Горецким и др. [50], Аксель-радом и др.[51]. Изменение химического состава и термообработка сплавов Ре-Мп-А1-С дают возможность получать, по крайней мере, пять фаз в равновесном состоянии: аустенит, феррит, к-карбид, карбид МзС, и 0-Мп. Аустенит является превалирующей фазой, образуется перым и формирует последующую матрицу [15,48-50,52,53,54,55,56,57,91]. Феррит тоже может присутствовать в струтктуре и его удельный объем растет с увеличением содержания алюминия в сплаве от 7 до 12 % [49-50]. Изотермический отжиг между 450 и 900 °С приводит к формированию к-карбида и Р-Мп [52,53,15,48-50,54-57]. Об эвтектоидной реакции (аустенит —► феррит + к-карбид) впервые сообщается в работе [7].

В работе [58] исследовали фазовый состав Ре-Мп-А1-81-С сплавов в литом и отожженном состояниях. После кристаллизации дендритная матрица была, в основном, аустенитной с междендритными прослойками феррита. Аустенит содержал комплексную карбидную фазу с химическим составом в пределах: 5,5 - 9,8 % А1, 0,27 - 0,91 % С, 30% Мп и 1,5 % 81. При фиксированном содержании марганца объемная доля аустенита в литом состоянии увеличивалась либо при увеличении содержания углерода от 0,3 до 0,9 % либо при уменьшении содержания алюминия от 10 до 5 % (см. рисунок 8, а). Определение фазового состава также проводилось после гомогенизации при 1100°С в течение двух часов с последующей закалкой в воде. После гомогенизации содержание аустенита увеличивалось с 50 до 100 % для трех различных уровней углерода: 0.3, 0.6, и 0.9 % (см. рисунок 8, б). Три сплава были почти 100%-но аустенитными при содержании 5% алюминия, и преимущественно аустенитными при увеличении содержания алюминия до 8 %. Увеличение количества феррита наблюдалось в сплавах, содержащих более 8% алюминия.

В работе [50] исследовали сплавы с постоянной концентрацией алюминия 10%, четырьмя уровнями содержания марганца 20, 25, 30, и 35% и различным содержанием углерода от 0,4 до 1,4%. Образцы подвергались изотермической выдержке при температуре 627, 752, 877, 1002, и 1127 °С длительностью 15, 30, 65, 100, и 250 часов. Среди всех исследованных сплавов наблюдались две закономерности. Во-первых, аустенит, феррит, и к-карбид присутствовали во всех сплавах, обработанных при 627°С. Во-вторых, при 1000°С и выше наблюдалась либо однофазная структура аустенита для высокоуглеродистых сплавов либо двухфазная структура аустенита и феррита для низкоуглеродистых сплавов. За исключением

сплава с 20% марганца, во всех остальных сплавах при 627°С отмечены выделения р-Мп вместе с к-карбидом.

100

100

4 5 6 7 8 9 10 11

Алюминий, % масс. Алюминий, % масс.

а Ь

Рисунок 8 - Содержание аустенита сплава Ре-30%Мп-1.5%81 в зависимости от содержания алюминия для трех различных содержаний углерода: 0.3, 0.6, и 0.9 % в (а) в литом состоянии и (б) - гомогенизированном при 1100°С в течение 2 ч.

Содержание аустенита является максимальным при минимальном содержании алюминия и максимальном содержании углерода. Отожженные образцы практически полностью аустенитные при содержании алюминия ниже 5% [58].

Впервые о существовании р-марганца в марганцевом углу тройной диаграммы Ре-Мп-А1 сообщается в работе [47]. Стали на основе Ре-29Мп-9А1-0,9С в равновесном состоянии при температурах ниже 750°С содержат аустенит, феррит, к-карбид, и Р-Мп [54]. Увеличение содержания марганца одновременно увеличивало стабильность как аустенита, так и р-Мп. Повышение содержания углерода увеличивало стабильность аустенита и к-карбида, уменьшая при этом содержание Р-Мп; увеличение алюминия повышало содержание феррита [4950].

На рисунке 9 приведены политермические разрезы фазовых диаграмм (Ре+(20-35)%Мп) - С при температурах от 600 до 1200 °С [50]. При содержании 20% марганца (рисунок 9, а) при 1000°С феррит присутствует на диаграмме до 1% углерода в сплаве, но при более низких температурах феррит присутствует в фазовом составе сплава наряду с аустени-том и к-карбидом. Эвтектоидная реакция распада аустенита на феррит и к-карбид происходит при содержании углерода приблизительно 1,1% С. Зародыши эвтектоидной реакции образуются либо на границах феррита и аустенита или по границам аустенитных зерен, при этом отсутствуют сведения о наличии Р-Мп. При температурах ниже 950°С происходит образование к-карбида, но его стабильность снижается при уменьшении концентрации углерода.

На фазовой диаграмме с 25% Мп, показанной на рисунке 9, б видно большую (по сравнению с рис.9, а) аустенитную область; увеличение содержания марганца понизило температуру растворимости к-карбида. Однако при содержании 25% Мп наблюдался Р-Мп, который присутствует до 752°С при содержании до 0,4% С. Дальнейшее увеличение содержания углерода понижает температуру растворения Р-Мп. Образование Р-Мп наблюдалось в феррите и объяснялось недостаточной растворимостью марганца в решетке с кубической структурой. р-Мп присутствовал наряду с аустенитом, ферритом, и к-карбидом при 627°С для всех концентраций углерода.

Увеличение содержания марганца до 30 % (см. рисунок 9 в) приводило к дальнейшему увеличению стабильности аустенита (аустенитная область увеличивалась в сторону более низких температур и уменьшения концентрации углерода). Более высокое содержание марганца также увеличило стабильность Р-Мп к повышению температуры. При содержании до 35% Мп еще более увеличивалась стабильность аустенита и р-Мп как по температуре, так и по концентрации (рис. 9 г). Феррит присутствовал при содержании углерода менее 0,7 %, в то время как стабильность к-карбида оставалась относительно неизменной.

1200

1100

и

о 1000

св О,

й а и И

о

н

900

800

700

600

-т—1-1—1' 1 11 1 ] 1 1 1 | 1 7 \ у \-а 1

7 1 к '.

■У • а ^— у 1 а 1 к '.

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Бронз, Александр Владимирович

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Регулируя состав сплавов на основе системы Ре-Мп-А1-С-Ы и режимы термомеханической обработки можно сформировать триплекс-структуру (у - а -карбиды; у — с -карбиды; у-е-а) с разным соотношением, размерами и распределением фаз, обеспечивающую заданный комплекс механических и физических свойств. Экспериментальные результаты рентгеноструктурного фазового анализа хорошо согласуются с прогнозируемыми на основе расчетных диаграмм фазовых равновесий при учете условий кристаллизации и охлаждения.

2. Легирование алюминием уменьшает расслоение по марганцу, расширяет область существования а-фазы, определяет возможность образования каппа-карбида, тормозит процессы рекристаллизации при горячей деформации. Добавка азота также уменьшает расслоение расплава, стабилизирует аустенит, понижает температуру мар-тенситного превращения, а, следовательно, уменьшает количество с-мартенсита, образующегося при охлаждении. Это необходимо учитывать при назначении режимов термической и термомеханической обработки.

3. Высокоуглеродистые высоколегированные Ре-Мп-А1-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.

4. При теплой деформации литых сплавов реализуется высокопрочное состояние (ав до 1810 МПа), которому соответствует достаточный запас пластичности. Реализуемая степень деформации всех сплавов при теплой деформации составляет 25 - 50 %. Сопротивление теплой деформации увеличивается с ростом содержания углерода, азота и алюминия.

5. Литые Ре-Мп-А1-С-Ы у-сплавы, в т.ч. высоко углеродистые, при холодной деформации обладают высокой деформируемостью при большом запасе прочности. ТИЛР-эффект дополнительно увеличивает пластичность. Литые а-сплавы при холодной деформации имеют невысокую прочность и пластичность.

6. При нагреве литых сплавов в аустенитную область (Т=1000°С) проходят процессы гомогенизации, растворение избыточных фаз. При достаточно высоких скоростях охлаждения с 1000 °С в а-сплавах успевают пройти только процессы старения, а в у-сплавах 1-й и 2-й группы дополнительно проходят полиморфные превращения. В результате эти превращения приводят к изменению соотношения фаз после нагрева и охлаждения с 1000 °С. При старении высокоуглеродистых сплавов при Т=550 °С идет выделение карбидов, включая к-карбид и ферромагнитные карбиды (Ре,Мп)зС цемен-титного типа, возможно дополнительное у—*а превращение. В а-сплавах при старении при Т=550 °С также могут идти процессы старения из-за небольших добавок С и N. Процессы гомогенизации ведут к стабилизации а-состояния.

7. Исследуемые высокоалюминиймарганцевые сплавы железа с высокой удельной прочностью могут использоваться как в литом, так и в деформированном состоянии в качестве высокопрочных с большим запасом пластичности, теплостойких и износостойких.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Бронз, Александр Владимирович, 2013 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1 Emmanuel De Moor, Paul J. Gibbs, John G. Speer and David K. Matlock. Strategies for Third-Generation Advanced High-Strength Steel Development. - Iron and Steel Technology. 2010, №11, P. 133- 144/

2 S.-K. Kim, G. Kim and k.-G. Chin, "Development of High-Manganese TWIP Steel With 980 MPA Tensile Strenght" Proc. of the Intl Conf. on New Developments in Advanced High-Strenght Sheet Steels, AIST, june 15- 18 2008, Orlando, Fla., pp. 249 - 256.

3 H. Nam Han, C.S. Oh, G. Kim and O. Kwon, "Design Method for TRIP-Aided Multiphase Steel Based on a . Microstructure-Based Modeling for Transformation-Induced Plasticity and Mechanically Induced Martensitic Transformation," Mat. Sci. and Eng. A, Vol. 499, 2009, pp. 462-468.

4 M. Calcagnotto, D. Ponge and D. Raabe, "Ultrafme-Grained Ferrite/Martensite DualPhase Steel Fabricated by Large Strain Warm Deformation and Subsequent Ifflcrcritical Annealing," ISIJ Intl., Vol. 48, 2008, No. 8, pp. 1096- 1101.

5 N. Pottore, N. Fonstein, I. Gupta and D. Bhattacharya, "A Family of 980 MPa Tensile Strength Advanced High-Strength Steels With Various Mechanical Property Attributes," Proc. of the Int. Conf. on Advanced High-Strength Sheet Steels for Automotive Applications, AIST, June 69, 2004, Winter Park, Colo., pp. 119-129.

6 A. Zarei Hanzaki, P.D. Hodgson and S. Yue, "Hot Deformation Characteristics of Si-Mn TRIP Steels With and Without Nb Microalloy Additions," ISIJInd., Vol. 35, No. V, 1995, pp. 324331.

7 E Perrard and C. Scott, "Vanadium Precipitation During lntercritical Annealing in Cold Rolled TRIP Steels," ISIJ Intl., Vol. 47, No. 8, 2007, pp. 1168-1177.

8 EG. Caballero, H.K.D.H. Bhadeshia, K.J.A. Mawella, D.G. Jones and P. Brown, "Design of Novel High-Strength Bainitic Steels: Part 1," Mat. Sci. and Tech., May 2001, Vol. 17, pp. 512516

9 C. Garcia-Mateo, EG. Caballero and H.K.D.H. Bhadeshia,"Development of Hard Bainite," ISIJ Ind., Vol. 43, No. 8, 2003, pp. 1238-1243.

10 C. Garcia-Mateo and EG. Caballero, "The Role of Retained Austenite on Tensile Properties of Steels With Bainitic Microstructures," Materials Trans., Vol. 46, No. 8, 2005, pp. 18391846.

11 EG. Caballero, J. Chao, J. Cornide, C. Garcia-Mateo, M.J. Santofimia and C. Capdevila, "Toughness Deterioration in Advanced High-Strength Bainitic Steels," Mat. Sci. and Eng. A, Vol. 525, Issue 1-2, 2009, pp. 87-95.

12 С. Garcia-Mateo and EG. Caballero, "Ultrahigh-Strength Bainitic Steels," ISIJ Intl., Vol. 45, No. 11, 2005, pp. 1736-1740.

13 J.G. Speer, D.K. Matlock, B.C. De Cooman and J.G. Schroth, "Carbon Partitioning Into Austenite After Martensite Transformation," Acta Mat., Vol. 51, 2003, pp. 2611-2622.

14 T. Lolla, G. Cola, B. Narayanan, B. Alexandrov and S.S. Babu, "Development of Rapid Heating and Cooling (Flash Processing) Process to Produce Advanced High-Strength Steel Microstructures, «Materials Science and Technology», Vol. 27, №5, 2011 , pp. 863-875.

15 Frommeyer, G., Brux, U., "Microstructures and Mechanical Properties of High-Strength Fe-Mn-Al-C Light-Weight TRIPLEX Steels," Steel Research Int., Vol. 77, pp. 627-633 (2006).

16 M.J. Merwin, "Microsttucture and Properties of Cold Rolled and Annealed Low-Carbon Manganese TRIP Steels," Iron & Steel Technology, Vol. 5, No. 10, October 2008, pp. 66-84.

17 R.L. Miller, "Ukrafine-Grained Microstructures and Mechanical Properties of Alloy Steels," Mum. Tram. A, Vol. 3, 1972, pp. 905-912.

18 A. Schneider u. W. Wunderlich. Z. Metallkde, 40, 1949, S. 260 - 263.

19 W. Tofaute u. K. Linden Arch. Eisenhuttenw., 1936 - 1937, S., 515 - 524.

20 A. P. Troiano a. F. T. McGuire Trans. Amer. Soc. Met., 31, 1943, p. 340-364.

21 E. Scheil. Arch. Eisenhuttenw., 9, 1935 - 1936, S. 115 - 116.

22 E. Oehmann. Z. phys. Chem., Abt В., 8, 1930, S. 81 - 110.

23 W. Schmidt. Arch. Eisenhuttenw., 3, 1929- 1930, S. 293 - 300.

24 Гудремон Э. Специальные стали том 1. -М.: Металлургия, 1956.

25 J.G. Parr, J. Iron Steel inst., 171, 1952, p. 137-141.

26 W. Betteridge u. R.S. Sharpe. J. Iron Steel inst., 158, 1948, p. 185-191; Iron Steel, 21, 1948, p. 242-245.

27 K.J.B. Wolfe u. J.R. Robinson. Iron Coal Trades Rev., 158, 1949, p. 337 - 345; Metal Treatm. Drop. Forgg., 16, 1950, p. 209-218.

28 Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. Структура и свойства железомарганцевых сплавов. М.: Металлургия, 1973. 296 с.

29 Макагон Ю.Н., Николин Б.И. - ФММ, 1972, т. 33, №6, с. 1271 - 1276.

30 Богачев И.Н., Филлипов м.А. - В кн.: Высокопрочные немагнитные стали. М.: Наука, 1978, с. 49 - 56.

31 Богачев И.Н., Звигинцева Т.Е. - Доклады АН СССР, 1974, т. 215, №3, с. 570-571.

32 Звигинцева Г.Е., Богачев И.Н., Еголаев В.Ф. - ФММ, 1970, т.ЗО, №6, с. 1182 - 1188.

33 Богачев И.Н., Звигинцева Г.Е., Еголаев В.Ф., Ляпунова Г.И. - ФММ, 1969, т. 28, №6, с. 1018-1024.

34 Сачавский А.Ф. - В кН.: Производство крупных машин. Вып. 5. М.: Машиностроение, 1964, с. 55-62.

35 Банных О.А. - ФММ, 1969, т. 27, №5, с. 837 - 841.

36 Богачев И.Н., Малинов Л.С. - ФММ, 1962, т. 14, №6, с. 828 - 833.

37 Богачев И.Н., Журавль Л.В., Еголаев В.Ф. - ФММ, 1968, т. 25, №4, с. 708 - 712.

38 Lacomme J., Casalmonie А. - Acta Met, 1978, v. 26, №9, p. 1337 - 1344.

39 Богачев И.Н., Еголаев В.Ф.-ФММ, 1963, т. 15, №5, с. 710-713.

40 Лысак Л.И., Николин Б.И. - ФММ, 1967, т. 23, №1, с. 93 - 100.

41 Charles J., Berghezen А. - Cryogenics, 1981, v. 21, №5, p. 278 - 280.

42 Ткаченко И.Ф., Русецкий В.А., Горбачев А.Ф. - Изв. вузов. Черная металлургия, 1980, №7, с. 82-85.

43 Ткаченко И.Ф. - В кН.: Безникелевые и малоникелевые хромомарганцевые аусте-нитные сплавы. Тбилиси: ТПИ, 1983, с. 35 - 37.

44 Kuhne J., Kutz К.Н. -Neue Hutte, 1979, Bd 24, №4, S. 152 - 154.

45 Haddick G.T., Jompson L., Parker E. - Metal. Progr., 1978, v. 114, p. 37 - 40.

46 Koster, W., Torn., W., "Die Eisenecke des Systems Eisen-Mangan-Alminium," Arch Eisenhuttenwes, Vol. 7, pp. 365-366 (1933) in German.

47 Schmatz, D. J., "Formation of Beta Manganese-Type Structure in Iron-Aluminum-Manganese Alloys," Trans, of Met. Soc. of AIME, Vol. 215, pp. 112-114 (1959).

48 Кривоногое Г.С., Алексеенко М.Ф., Соловьева Г.Г. // ФММ. 1975. т. 39, №4. С. 775

-781.

49 Ishida, К., Ohtani, Н., Naoya, S., Kainuma, R., Nishizawa, Т., "Phase Equilibria in Fe-Mn-Al-C Alloys," ISIJ, Vol. 30, pp. 680-686 (1990).

50 Goretskii, G. P., Gorev, К. V., "Phase Equilibria in Fe-Mn-Al-C Alloys," Russian Met., Vol. 2, pp. 217-221 (1990).

51 Acselrad, O., Kalashnikov, I. S., Silva, E. M., Simao, R. A., Achete, C. A., Pereira, L. C., "Phase Transformation in Fe-Mn-Al-C Austenite Steels with Si Addition," Met. Tran A., Vol. 33A, pp.3569-3572 (2002).

52 James, P. J., "Precipitation of the carbide (Fe,Mn)3AlC in an Fe-Al Alloy," J. Iron and Steel Inst., Jan, pp. 54-57 (1969).

53 Kayak, G. L., "Fe-Mn-Al Precipitation-Hardening Austenitic Alloys," Met. Sc. And Heat Tr., Vol. 11, pp. 95-97(1969).

54 Сторчак H.A., Драчинская А.Г. Природа упрочнения Fe-Mn-Al-C сплавов при старении // ФММ. 1977. т. 44, №2. С. 373 - 380.

55 Hale, G. E., Baker, A. J., "Carbide Precipitation in Austenitic Fe-Mn-Al-C Alloys," Conf. on Alt. Alloying for Env. Res. New Orleans, LA., (1986).

56 Han, K. H., Choo, W. K., "Phase Decomposition of Rapidly Solidified Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloy," Met. Trans. A., Vol. 20A, pp. 205-214 (1989).

57 Sato, K., Tagavva, K., and Inoue, Y., "Modulated Structure and Magnetic Properties of Age-Hardenable Fe-Mn-Al-C Alloys," Met. Trans A, vol. 21A, pp 5-11 (1990).

58 Prodhan, A., Charkrabarti, A. K., "A Study on Cast Fe-Mn-Al-Si-C Alloys," AFS Transactions, vol. 37, pp. 35-46 (1990).

59 Cheng, W. C., Lin, H. Y., "The Precipitation of FCC Phase from BCC Matrix in an Fe-Mn-Al Alloy," Mat. Sei. and Eng., Vol. 323, pp. 462-466 (2002).

60 Kimura, Y., Handa, K., Hayashi, K., Mishima, Y., "Microstructure Control and Ductility Improvement of the Two-Phase g-Fe/K-(Fe,Mn)3AlC Alloys in the Fe-Mn-Al-C Quaternary System," Intermetallics, Vol. 12, pp. 607-617 (2004).

61 Kimura, Y., Hayashi, K., Handa, K., Mishima, Y., "Microstructural Control for Strengthening the g-Fe/E21 -(Fe,Mn)3AlCx Alloys," Mater. Sei. Eng. A329-331, pp. 680-685 (2002).

62 Choo, W. K., Kim, J. H., "Microstructural and Mechanical Property Changes on Precipitation of Intermetallic k' Cubic Carbide Phase in the Fe-Mn(Ni)-Al-C Solid Solution," Conf. on Thermo-mechanical Process, of Steels and Other Mats., pp. 1631-1637 (1997).

63 Kalashnikov, I., Acselrad, O., Shalkevich, A., Pereira, L.C., "Chemical Composition Optimization for Austenitic Steels of the Fe-Mn-Al-C System," Journal of Materials Engineering and Performance, Vol. 9, No. 6, pp. 597-602 (2000).

64 Oshima, R., Wayman, C., "Fine Structure in Quenched Fe-Al-C Steels," Met. Trans. B., Vol. 3, pp. 2163-2169(1972)

65 Choo, W. K., Yoon, J. C., "Phase Decomposition of Fe-30Mn-7.8Al-1.3C Alloy," Proceedings of the Phase Transformations Conference, 6-10 JULY, pp. 47-50 (1987).

66 Sato, K., Igarashi, Y., Inoue, Y., Yamazaki, T., Yamanaka, M., "Microstructure and Age Hardening in Spinodally Decomposed Austenitic Fe-Mn-Al-C Alloys," Proceedings of the International Conference on Stainless Steels (1991).

67 Mazancova E., Jonsta Z., Mazanec K. Structural Metallurgy Properties of high manganese Fe-Mn-Al-C alloy// METALL 2008, Hradec nad Moravici, May 13-15

68 Kalashnikov, I.S., Acselrad, O., Shalkevich, A., Chumakova, L. D., Pereira, L. C., "Heat Treatment and Thermal Stability of Fe-Mn-Al-C Alloys," Journal of Materials Processing Technology, No. 136, pp. 72-79 (2003).

69 Acselrad, O., Kalashnikov, I. S., Silva, Khadyev, M. S., E. M., Simao, "Diagram of Phase Transformation in the Austenite of Hardened Alloy Fe-28Mn-8.5Al-lC-l.25Si as a result of Aging due to Isothermal Heating," Met. Sci. and Heat Treat., Vol. 48, pp. 543-553 (2006).

70 Brady, G. S., Clauser, H. R., "Manganese-Aluminum Steel," Materials Handbook, 11th Ed., p. 497(1977).

71 Tian, X., Tian, R., Wei, X., Zhang, Y., "Effect of A1 Content on Work Hardening in Aus-tenitic Fe-Mn-Al-C Alloys," Can. Met. Quart., Vol. 43, pp. 183-192 (2004).

72 Lai, H. J., Wan, C. M., "The Study of Deformation Twins in the Austenitic Fe-Mn-C and Fe-Mn-Al-C Alloys," Scripta Met, Vol. 23, pp. 179-182 (1982).

73 Yang, W. S, Wan, C. M., "The Influence of Aluminum Content to the Stacking Fault Energy in Fe-Mn-Al-C Alloy System," J. Mater. Sci., Vol. 25, pp. 1821-1823 (1990).

74 Olson, G. B, Cohen, M, "A General Mechanism of Martensitic Nucleation: Part I: General Concepts and the FCC to HCP Transformation," Met. Trans. A, Vol. 7A, pp. 1897-1904 (1976).

75 Howell, R. A, Weerasooriya, T, Van Aken, D. C, "Tensile, High Strain Rate Compression and Microstructural Evaluation of Lightweight Age Hardenable Cast Fe-30Mn-9Al-XSi-0.9C-0.5Mo Steel," AFS Transactions

76 Chiou, S. T, Cheng, W. C, Lee W. S., "Strain Rate Effects on the Mechanical Properties of a Fe-Mn-Al Alloy Under Dynamic Impact Deformations," Mat. Sci. and Eng. A., Vol. 392, pp. 156-162 (2005).

77 Acselrad, O., Pereira, L. C., Amaral, M. R, "Processing Condition, Microstructure and Strength of an Austenitic Fe-Mn-Al-C Alloy," Proceedings of Proc. and Prop, of Mats., pp. 829-834 (1992).

78 Acselrad, O., Dille, J., Pereira, L. C., Delplancke, J. L., "Room-Temperature Cleavage Fracture of Fe-Mn-Al-C Steels," Met. Trans. A, Vol. 35A, pp. 3863-3866 (2004).

79 Server., W. L, "Impact Three-Point Bend Testing for Notched and Precracked Specimens," ASTM J. Test, and Eval., Vol. 6, pp. 29-34 (1978).

80 Chang, S. C, Hsiau, Y. H., "Tensile and Fatigue Properties of Fe-Mn-Al-C Alloys," J. Mater. Sci., Vol. 24, pp. 1117-1120 (1989).

81 Ho, N. J, Wu, L. T, Tjong, S. C, "Cyclic Deformation of Duplex Fe-30Mn-10Al-0.4C Alloy at Room Temperature," Mater. Sci. Eng. A., Vol. 102, pp. 49-55 (1988).

82 Ho, N. J., Tjong, S. C., "Cyclic Stress-Strain Behavior of Austenitic Fe-29.7Mn-8.7Al-1.04C A17oy at Room Temperature," Mater. Sci. Eng., Vol. 94, pp. 195-202 (1987).

83 Kalashnikov, I. S, Acselrad, O., Kalichak, T., Khadyyev, M. S, Pereira, L. C, "Behavior of Fe-Mn-Al-C Steels During Cyclic Tests," J. of Mat. Eng., Vol. 9, pp. 334-337 (2000).

123

84 Pierpoint, С. A., Sudarshan, Т. S., Loutham, M. R., Place, T. A., "Hydrogen Susceptibility of a Mn-Al Austenitic Stainless Steel," Weld. Fail. Analysis and Met., Vol. 14, pp. 423-435 (1985).

85 Sudarshan, T. S., Harvey, D. P., Place, T. A., "Mechanistic Similarities Between Hydrogen and Temperature Effects on the Ductile-to-Brittle Transition of a Stainless Steel," Met. Trans. A., Vol. 19, pp. 1547-1553 (1988).

86 Garciak, J. C., Rosas, N., Rioja, R. J., "Development of Oxidation Resistant Fe-Mn-Al-Alloys," Metals Progress, Vol. 122, pp. 47-50 (1982).

87 Gau, Y. J., Wu, J. K., "The Influence of Alloying Elements on the Corrosion Behavior of Fe-Mn-Al Alloys," Corrosion Prevention and Control, Vol. 44, pp. 55-60 (1997).

88 Chang, S. C., Sheu, T. S., Wan С. M., "Studies of Stress-Corrosion Cracking of Fe-Mn-Al Stainless Steels with Different Carbon Contents," Str. Of Met. and Alloys (ICSMA 7), Vol. 2, pp. 1081-1086(1985).

89 Chang, S. C., Liu, J. Y., Juang, H. K., "Environment-Assisted Cracking of Fe-32%Mn-9%A1 Alloys in 3.5% Sodium Chloride Solution," Corrosion, Vol. 51, pp. 399-406 (1995).

90 Charles, J., Issi, J. P.,"Electrical and Thermal Conductivities of Fe-Mn-Al Austenitic Alloys," J. of Appl. Phys., Vol. 17, pp. 2399-2406 (1984).

91 Han, К. H., Choo, W. K., Choi, D. Y., Hong, S. P., "Age Hardening in Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloys," TMS-AIME, pp. 91-106 (1987).

92 Tjong, S. C., Zhu, S. M., "Tensile Deformation Behavior and Work Hardening Mechanism of Fe-28Mn-9Al-0.4C and Fe-28Mn-9Al-lC Alloys," Mat. Trans., Vol. 38, pp. 112-118 (1997).

93 Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев JT.H. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. - М.: МИСиС, 2002.

94 Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. - М.: Металлургия, 982.-632с.

95 Капуткина Л.М., Свяжин А.Г., Прокошкина В.Г. и др. Мартенситное превращение и процесс старения в хромоникелевых сталях с азотом // Изв. вузов. Чёрная металлургия, 1997, № 1, с. 20-24.

96 Капуткина Л.М., Прокошкина В.Г., Крысина Н.Н. Структура и мартенситные превращения при деформации углерод- и азотсодержащих сплавов железа // 2001, Металлы, № 6, с. 80-84.

97 Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Эитин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977.

98 Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. - М.: Металлург-издат, 1962.

124

99 Pearson W.P. A handbook of lattice spacing and structures of metals and alloys. - N.Y.: Pergamon Press, 1958.

100 Сотников В.И., Омельченко A.B., Георгиева И.Я. Влияние азота на параметр кристаллической решётки аустенита сплава железо-марганец // ФММ, 1978, т. 45, № 5, с. 1120.

101 Danilkin S., Beskrouni A., Yadrowski Е. Nitrogen effect on lattice dynamics of FCC Fe-Cr-Mn (Ni) austenitic alloys // Pr. "HNS-98" Trans. Tech. Publ. Ltd. Espoo (Finland), Stockholm (Sweden), May 1998, S. 19-24.

102 Капуткина JI.M., Сумин В.В., Базалеева К.О. Влияние азота на склонность к образованию дефектов упаковки и температурную зависимость термоэлектродвижущей силы в сплавах Fe-Cr // Письма в ЖТФ, 1999, т. 25, Вып. 24, с. 50-54.

103 Золоторевский B.C. Механические свойства металлов. Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1983.

104 Блюменауэр X. Испытание материалов. Справочник. Перевод с немецкого под редакцией М.Л. Бернштейна. М.: Металлургия, 1979.

105 В. Г. Сорокин, А. В. Волосникова, С. А. Вяткин и др ; Под общ. ред. В. Г. Сорокина. Марочник сталей и сплавов. М.: Машиностроение, 1989. - с. 640.

106 Волынова Т.Ф. Высокомарганцевые стали и сплавы. М: Металлургия, 1988. - с.

343.

РАКЕТНО - КОСМИЧЕСКАЯ КОРПОРАЦИЯ

141070 г. Королев

Московской области,

ул Ленина, 4-а

Телеграфный "ГРАНИТ"

Телефон: [phone]

Факс. [phone]

E-mail [e-mail]

http:/,\vww. energía ru

ЭНЕРГИЯ

имени С.П.КОРОЛЕВА

o s Í >,' f-3 № /у ях - ¿

HaNs

Г

И

AKT

об использовании результатов диссертационной работы Бронза A.B. на тему «Структура и прочность железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия»

В результате диссертационной работы Бронза A.B. показана возможность получения железомарганцевых сплавов с высоким содержанием алюминия, что обеспечивает снижение на 10 - 15% плотности по сравнению с традиционными высокопрочными сталями, прочностью до 2000 МПа, при сохранении высокого уровня пластических свойств, которые определяют технологичность изделий и производства.

Эти сплавы могут найти широкое применение в различных конструкциях космического назначения, таких как:

- высоконагруженные силовые связи отсеков и блоков

- баллоны высокого давления;

- различные силовые фитинги и кронштейны;

- детали механизмов;

- крепежные элементы.

Целесообразность и эффективность применения высокопрочных сталей с пониженной плотностью в перечисленных конструкциях обусловлена улучшением их массовых характеристик, что актуально для перспективных изделий космической техники. Кроме того, их высокая технологичность при обработке давлением обеспечивает снижение трудоемкости при изготовлении заготовок, повышает коэффициент использования материалов и расширяет область их применения в машиностроении.

Заместитель началы

Заместитель генерал

А.Г. Чернявский

А.Д. Плотников

т

диплом

<Бронэ

Александр (Владимирович

награждается за лучший устный доклад среди молодых ученых на научно-техническом семинаре

«Бернштейновские чтения по термомеханической обработке металлических материалов»

Директор Института экотехнологий и инжнни НИТУ «МИСиС», профессор, д.т.н.

Л". V ! ч

26-28 ноября 2011 г. Москва, НИТУ «МИСиС»

К.Л. Косырев