- •Реферат
- •Содержание
- •Введение
- •1 Литературный обзор
- •1.1 Особенности легирования коррозионностойких аустенитных сталей
- •1.2 Коррозионностойкие стали аустенитного класса
- •1.2.1 Стабильные аустенитные стали
- •1.2.2 Нестабильные аустенитные стали
- •1.3 Аустенитные стали с карбидным и интерметаллидным упрочнением
- •1.3.1 Стали с карбидным упрочнением
- •1.3.2 Стали с интерметаллидным упрочнением
- •1.4 Аустенитные стали, содержащие азот
- •1.5 Постановка задачи исследования
- •2 Материал и методы исследования
- •3 Результаты эксперимента и их обсуждение
- •Библиографический список
1.5 Постановка задачи исследования
В связи с быстрым развитием промышленности, в том числе медицинской, возникает необходимость в создании миниатюрных изделий, для изготовления которых требуется высокопрочная коррозионностойкая проволока тонких и тончайших сечений.
Применяемые в настоящее время коррозионностойкие стали не всегда удовлетворяют необходимым требованиям по коррозионной стойкости, а также не обладают достаточной технологичностью столь необходимой для получения проволоки тонких сечений.
Целью работы являлась разработка и исследование новых безуглеродистых коррозионностойких сталей на Fe-Cr-Ni основе с некоторым варьированием дополнительных легирующих элементов, обладающих высокой технологичностью и пластичностью, позволяющей проводить ИПД и сокращать число смягчающих отжигов.
2 Материал и методы исследования
На кафедре металловедения ГОУ ВПО УГТУ-УПИ разработаны принципиально новые безуглеродистые коррозионностойкие высокопрочные стали аустенитного класса на Fe-Cr-Ni основе с дополнительным легированием кобальтом, молибденом, титаном и алюминием марок 03Х14Н11К5М2ЮТ (плавка № 129),02Х14Н12К5М2Т (плавка № 136) и 03Х14Н12К5М3ЮТ (плавка № 4), предназначенные для изготовления стержневого медицинского инструмента и упругих элементов. Химический состав исследуемых сталей приведен в таблице 2.1.
Таблица 2.1 - Химический состав исследуемых сталей, мас. %
Марка стали (№ плавки) |
C |
Cr |
Ni |
Co |
Mo |
Ti |
Al |
Mn +Si |
S, P, Cu |
Fe |
03Х14Н11К5М2ЮТ (129) |
≤ 0,02 |
14,2 |
11,4 |
4,5 |
2,2 |
0,4 |
0,83 |
0,15 |
не более 0,035 |
остальное |
02Х14Н12К5М2Т (136) |
≤ 0,02 |
14,1 |
12,3 |
5,2 |
2,5 |
0,2 |
- |
- |
||
03Х14Н12К5М3ЮТ (4) |
0,03 |
13,9 |
11,6 |
4,6 |
2,5 |
0,3 |
0,81 |
0,3 |
Опытные стали были выплавлены на заводе ЦНИИМ (г. Екатеринбург) в открытой индукционной печи и разлиты в слитки по 10 кг. После гомогенизационного отжига при 1200º С (в течение 6 ч) слитки зачищали и ковали в прутки диаметром 14 мм.
Холодную пластическую деформацию данных заготовок проводили в лабораторных условиях на кафедре «Обработки металлов давлением» ГОУ ВПО УГТУ-УПИ на однократном волочильном стане. По маршруту волочения были отобраны образцы для механических испытаний и дальнейших исследований. Термическую обработку образцов проводили в нагревательных печах в лабораториях кафедры: закалку от температур 1000º С в воду, а также старение, как закаленных, так и деформированных образцов при температурах 300..700º С в течение 1 ч.
Выбор методов исследования диктовался необходимостью получения достаточно полной и надежной информации о свойствах исследуемых сталей, об их изменении в зависимости от структуры и обработки. Отличительной особенностью некоторых методов испытания являлось использование в качестве экспериментальных образцов проволоки, которая представляет собой конечную продукцию метизных предприятий или служит заготовками для пружинных, а также иных изделий, производимых и используемых в различных отраслях промышленности.
Механические испытания проводили как на проволочных, так и на стандартных образцах в соответствии с требованиями ГОСТ 1579-93, ГОСТ 11701-84, ГОСТ 1497-84, ГОСТ 14963-78, ГОСТ 10446-80, ГОСТ 3565-80 на приборе Instron 3382 №К3721. При этом на проволочных образцах определяли временное сопротивление при разрыве (sв, МПа), относительное удлинение (d, %), относительное сужение поперечного сечения при разрыве (y, %). На стандартных пятикратных образцах определяли временное сопротивление при разрыве (sв, МПа), предел текучести (s0,2, МПа), относительное удлинение (d, %), относительное сужение поперечного сечения при разрыве (y, %). Каждую характеристику механических свойств определяли как средний результат 5..10 измерений. Относительная ошибка измерений предела упругости составляла 2 %, а остальных величин не более 3..5 %.
Микроструктурные исследования проводили на оптическом микроскопе Neophot при увеличениях 200..500. Образцы подвергали механической шлифовке, полировке с последующим химическим травлением в течение 1..10 с, при комнатной температуре, в реактивах, состав которых подбирался в зависимости от химического состава стали. Использовали реактивы следующих составов:
40 мл HCl + 30 мл HNO3 + 40 мл H2O;
5 мл FeCl3 + 50 мл HCl + 50 мл H2O;
4 % раствор FeCl3 в этиловом спирте.
Электронно-микроскопические исследования включали в себя изучение тонкой структуры сталей и определение их фазового состава. Исследования проводили на микроскопах ЭМВ-100Л и JЕM 200-CX. Тонкую фольгу для исследования структуры на просвет приготавливали из проволоки, которая после шлифовки до толщины » 0,1 мм утоняли путем электролитической полировки в электролите состава: 400 мл H3PO4 + 60 мл CrO3 при напряжении 15..20 В и плотности тока 2,5 А/см2 при комнатной температуре. Электронограммы снимали с фольги в режиме электронографа [51].
Рентгеноструктурный метод применяли для определения фазового состава сталей, периодов кристаллической решетки и величины микронапряжений. Съемку проводили на дифрактометре ДРОН-2 при кобальтовом излучении в диапазоне углов 2q = 26-146°, что соответствует значениям d/n = 3,58-1,01 с записью на диаграммную ленту. Значения выявленных пиков рассчитывали по формуле Вульфа-Брегга:
, (2.1)
где d/n – межплоскостное расстояние, нм; λ – длина волны рентгеновского излучения, нм; θ – угол Вульфа-Брегга.
Сравнивая эти значения с табличными, определяли наличие той или иной фазы.
Намагниченность и количество магнитной фазы вдоль направления магнитного поля измеряли на установке типа магнитные весы Фарадея по силе втягивания образца в неоднородное магнитное поле. Градиент поля составлял менее 2 % величины поля на миллиметр. Образцы для магнитных измерений подвергались электрохимической полировке, имели вид дисков толщиной 0,02-0,15 мм, диаметром 1,5-1,7 мм, массой 0,3-1,7 мг. Магнитное поле лежало в плоскости диска, а градиент магнитного поля направлен перпендикулярно плоскости диска. Величина самопроизвольной намагниченности для слабомагнитных образцов (с удельной намагниченностью менее 10 Гс см3 г-1) определялась как проекция намагниченности по прямой из бесконечного на нулевое магнитное поле (фактически интерполяция прямой на интервале 5-9 кЭ), для остальных – как проекция намагниченности из области полей 7-9 кЭ на нулевое магнитное поле по прямой, параллельной оси абсцисс. Погрешность измерения внешнего магнитного поля составляет 0,5 %, погрешность измерения намагниченности – 1,5 %, погрешность определения коэрцитивной силы – 5 Э, погрешность измерения температуры – менее 2°.
Удельное электросопротивление измеряли при комнатной температуре по схеме двойного моста, основанном на сравнении падений напряжения на исследуемом образце UX с падением напряжения на эталонном сопротивлении UN. Это сравнение осуществляется компенсационным способом, при котором в момент компенсации через нуль-прибор, включенный в диагональ моста, ток не протекает. Для того чтобы исключить влияние на определяемую величину UX паразитных термо-ЭДС, падение напряжения определяли при двух противоположных направлениях тока.
Величина электросопротивления исследуемого образца определяется по формуле (Ом×м):
(2.2)
где UX – измеренное значение падения напряжения на образце (среднее арифметическое), mV; UN – падение напряжения на эталонном образце, mV; RN – эталонное сопротивление, равное 10-3 Ом; S – площадь поперечного сечения исследуемого образца в рабочей части, см2; l – расстояние между потенциальными контактами, см.