Сборник трудов конференции Павловские чтения 2010
Подождите немного. Документ загружается.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
560
500
(55,3; 7,4)
39
1094 1259 28,3 71,0 0,87
5-21
510
(44,3; 5,9)
39
1132 1299 25,2 74,1 0,87
5-17
515
(33,2; 4,4)
40
1183 1344 22,1 77,0 0,88
5-13
Примечание: в скобках указаны t
НЗО
(с) и l
НЗО
(м).
Рисунок 7 – Влияние температуры конца ускоренного охлаждения на соотношение
структурных составляющих
Рисунок 8 - Режим охлаждения стали при исследовании влияния длительности
этапа ускоренного охлаждения
Аналогичные исследования были проведены при охлаждении полосы на первом
участке ламинарной установки и смотке на вторую группу моталок, а также при
охлаждении полосы на втором участке ламинарной установки и смотке на вторую группу
моталок. Результаты исследования приведены в таблице 6.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
561
Таблица 6 – Сводная таблица результатов исследования.
Из сводной таблицы результатов исследования видно, что варьируя параметры
ступенчатого охлаждения на отводящем рольганге, можно регулировать количество
игольчатой структуры в стали от 10 % до 80 % и соответственно механическими
свойствами, в зависимости от требований потребителей.
В ходе исследования провели промышленный эксперимент. В условиях ЧерМК
прокатали сталь марки сталь марки 06ХГ2С1 толщиной 2 мм. Химический состав этой
стали приведен в таблице 7.
Таблица 7 – Химический состав исследуемой стали, %
Марка
стали
С Si Mn Cr A1 S P
06ХГ2С1
0,07 1,03 1,45 0,53 0,08 0,009 0,013
Значения структурных и механических свойств, полученные экспериментальным и
расчетным путем представлены в таблице 8. Режим охлаждения представлен на рисунке 9.
Таблица 8 - Значения структурных и механических свойств, полученные
экспериментальным и расчетным путем.
Т
КП
,
°
С
Т
НУО
,
°
С
Т
КУО
,
°
С
Т
СМ
,
°
С
δ,
%
σ
0,2
,
МПа
σ
В
,
МПа
Ф, % Игол.
стр., %
σ
0,2
/
σ
В
Эксперимент
860 550 480 420 29 725 825 70,0 30,0 0,88
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
562
Мат. модель 860 542 483 450 39 794 874 68,6 31,1 0,90
Рисунок 9 - Режим охлаждения
Сопоставление данных промышленного эксперимента с расчетными показало, что
математическая модель пригодна для оценки влияния параметров охлаждения на
структуру металла и решения поставленных задач исследования
Выводы:
1.
С повышением температуры конца прокатки количество игольчатой структуры
увеличивается, т.к. увеличивается скорость охлаждения в бейнитной области
2. Повышение температуры смотки приводит к уменьшению количества
игольчатой структуры, в результате уменьшения скорости охлаждения в бейнитной
области.
3.
При увеличении времени до начала ускоренного охлаждения количество
игольчатой структуры увеличивается, при охлаждении на первом участке ламинарной
установки. При охлаждении на втором участке – изменяется, но не значительно, т.к.
скорость охлаждения в бейнитной области в этом случае мало изменяется.
4. Сокращение длительности этапа ускоренного охлаждения приводит к
увеличению количества игольчатой структуры при смотке полосы на первую группу
моталок и вторую группу моталок при охлаждении полосы вторым участком ламинарной
установки. При охлаждении первым участком охлаждения и смоткой на вторую группу
моталок количество игольчатой структуры уменьшается, результате снижении скорости
охлаждения в бейнитной области.
Рекомендации:
1. Максимальное количество игольчатой структуры (83,3%) образуется при самом
длительном замедленном охлаждении на первом этапе в ферритной области и
максимальной скорости охлаждения в бейнитной области. Режим охлаждения, результаты
расчетов механических свойств и характеристик структуры стали представлены в таблице
9.
Таблица 9 - Результаты расчетов механических свойств и характеристик структуры стали
Т
КП
,
°
С
Т
НУО,
°С
Т
КУО
,
°
С
Т
СМ
,
°
С
δ,
%
σ
0,2
,
МПа
σ
В
,
МПа
Ф,
%
Игол.
стр., %
σ
0,2
/ σ
В
Секции
вод.
охл.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
563
840
785
(49,8; 6,6)
485 460
39
1212 1405 15,9 83,3 0,86
20-29
2. Максимальное количество феррита (83,1%) образуется при самом медленном
охлаждении в бейнитной области (этап водяного охлаждения) и максимальной
температуре смотки. Режим охлаждения, результаты расчетов механических свойств и
характеристик структуры стали представлены в таблице 10.
Таблица 10 - Результаты расчетов механических свойств и характеристик структуры стали
Т
КП
,
°С
Т
НУО,
°С
Т
КУО
,
°С
Т
СМ
,
°С
δ,
%
σ
0,2
,
МПа
σ
В
,
МПа
Ф,
%
Игол.
стр, %
σ
0,2
/ σ
В
Секции
вод.
охл.
840 830 690 540 37 527 597 83,1 11,8 0,88 5-29
Список литературы:
1.
Фекет Дж.Р. Применение перспективных высокопрочных сталей в
автомобилестроении // Современные достижения в металлургии и технологии
производства сталей для автомобильной промышленности. Доклады на Международном
семинаре. – М. – 2004. – С.21 – 25;
2. Беняковский М. А., Масленников В. А. Автомобильная сталь и тонкий лист. –
Череповец: Издательский Дом «Череповец», 2007. – 636 с.;
3. Голованенко С.А., Фонштейн Н.М. Двухфазные низколегированные стали. – М.:
Металлургия, 1986. 206 с.;
.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
564
МЕХАНИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ ГИСТЕРЕЗИСНЫЕ СВОЙСТВА
МАГНИТОТВЁРДЫХ СПЛАВОВ FE – (22-25)CR – 15CO
Пруцков М.Е., Миляев И.М., Корзникова Г.Ф.
*
, Юсупов В.С., Миляев А.И.,
Корзников А.В.*
Россия, Учреждение Российской академии наук Институт металлургии и
материаловедения им. А.А.Байкова РАН, г. Москва, e-mail: mprmf@mail.ru .
* Россия, Учреждение Российской академии наук Институт сверхпластичности металлов
РАН, г. Уфа, e-mail: korznikova@anrb.ru .
MECHANICAL AND MAGNETIC HYSTERESIS PROPERTIES OF HARD
MAGNETIC ALLOYS FE-(22-25)CR-CO
Prutzkov M.E., Milyaev I.M., Korznikova G.F., Yusupov V.S., Milyaev A.I., Korznikov
A.V.
Russia, Establishment of the Russian Academy of Sciences A.A.Baikov Institute of metallurgy
and materials science RAS, Moscow, e-mail:
mprmf@mail.ru.
Russia, Establishment of the Russian Academy of Sciences Institute of superplasticity of the
metals RAS, Ufa, e-mail: korznikova@anrb.ru.
Mechanical and magnetic hysteresis properties of Fe-Cr-Co magnet alloys 22Cr15Co and
25Cr15Co1Al1Nb1V have been investigated. Fine scale spinodal decomposition of the iron rich
bcc
α-phase into (α
1
+ α
2
) structure increased the alloy strength and reduced the ductility. The
degree of changes in the mechanical properties depended on final aging temperature. The
embrittlement during aging investigated alloys is ascribed to chemical division α
1
and α
2
phase.
1. Введение.
Магнитотвёрдые сплавы системы Fe-Cr-Co представляют интерес для потребителей
постоянных магнитов в связи с удачным сочетанием своих достаточно высоких
магнитных гистерезисных (остаточной индукции B
r
, коэрцитивной силы Н
с
и
максимального энергетического произведения (ВН)
макс.
) [1] и высоких механических
(прочностных и пластических) свойств [2,3]. Исследования магнитных гистерезисных и
механических свойств, как правило, проводятся независимо друг от друга, хотя и те и
другие свойства являются структурночувствительными и в конкретных условиях
эксплуатации постоянного магнита нужно ясно представлять на какой компромисс можно
идти, обеспечивая требуемый баланс магнитных гистерезисных и механических свойств
магнитотвёрдого материала.
Целью данной работы было изучение механических свойств двух промышленных
сплавов 22Х15К (ЭК159) и 25Х15КЮБФ (ЭК33) в зависимости от уровня магнитных
гистерезисных свойств.
2. Методика исследований.
Механические свойства изучали методами стандартных испытаний на разрыв, ударных
испытаний на копре и усталостных испытаний. Магнитные гистерезисные свойства
изучали путём построения регрессионных уравнений в зависимости от скорости
охлаждения в двух температурных интервалах внутри области расслоения α- твёрдого
раствора (700-620
0
С и 620-500
0
С), формирующих высококоэрцитивное состояние. Выбор
этих температурных интервалов в качестве независимых параметров обусловлен тем, что
в первом интервале при термообработке формируется морфология высококоэрцитивного
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
565
состояния, связанная со спинодальным распадом α- твёрдого раствора на
мелкодисперсную смесь фаз α
1
+ α
2
, где α
1
– фаза, обогащённая Fe и Со, а α
2
– обогащена
Cr, а во втором – с наибольшим разделением фаз по химическому составу, когда α
1
–фаза
становится сильномагнитной, а α
2
– фаза – слабомагнитной (неферромагнитной). Образцы
для проведения механических испытаний и исследования магнитных свойств вытачивали
из прутков сортового проката обоих сплавов диаметром 14 мм.
3. Результаты и их обсуждение.
В закалённом на α- твёрдый раствор состоянии от 1300
0
С (сплав 22Х15К) и 1100
0
С
(сплав 25Х15КЮБФ) материал обоих сплавов имеет наивысшую пластичность. Для
сплава 22Х15К в этом состоянии были получены: σ
в
= 609 МПа, σ
0,2
= 437 МПа и δ = 26%,
для сплава 25Х15КЮБФ - σ
в
= 674 МПа, σ
0,2
= 505 МПа, δ = 16,6%. Для сплава 22Х15К
оптимальный режим термообработки на максимальные магнитные гистерезисные
свойства состоит в закалке от 1300
0
С в воде, нагреве выше 700
0
С, охлаждении в
магнитном поле до 620
0
С со скоростью v
1
= 180
0
C/час, дальнейшем охлаждении без
магнитного поля до 500
0
С со скоростью v
2
= 8
0
С/час [4]. На рис. 1-2 приведены данные
зависимости предела прочности и магнитных гистерезисных свойств сплава 22Х15К в
зависимости от скорости охлаждения в интервале 620-500
0
С и сплава 25Х15КЮБФ в
зависимости от скорости охлаждения в интервале 700-620
0
С соответственно.
Общей чертой механических свойств обоих сплавов при всех режимах термической
обработки является их низкая пластичность (δ ∼ 1-2%) при сохранении высокой
прочности. Данные рис. 1 и 2 показывают, что наиболее резкое изменение прочностных
свойств наблюдается при изменении скорости охлаждения v
2
во втором температурном
интервале 620-500
0
С (σ
в
изменяется от 426 МПа при скорости охлаждения v
2
= 8
0
С/час до
665 МПа при v
2
= 120
0
С/час), т.е. когда происходит наиболее резкое разделение по
химическому составу α
1
и α
2
фаз. Эти данные совпадают с выводами
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
566
0 20 40 60 80 100 120
400
450
500
550
600
650
700
Предел прочности при растяжении МПа
Скорость охлаждения в интервале 620 - 500
0
С
0
С/час
0 20 40 60 80 100 120
15
20
25
30
35
40
45
50
(ВН)
макс.
Н
сВ
Скорость охлаждения в интервале 620 - 500
0
С
0
С/час
(ВН)
макс.
кДж/м
3
Н
сВ
кА/м
а б
0 20 40 60 80 100 120
0,0
0,2
1,2
1,4
1,6
Скорость охлаждения в интервале 620 - 500
0
С
0
С/час
Остаточная индукция B
r
Тл
в
Рис. 1. Изменение σ
в
, (а), Н
сВ
и (ВН)
макс.
(б) и B
r
(в) сплава 22Х15К в зависимости от
скорости охлаждения в температурном интервале 620-500
0
С.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
567
0 10 20 30 40 50 60
500
520
540
560
580
600
620
640
660
680
700
Предел прочности МПа
Скорость охлаждения от 700 до 620
0
С
0
С/час
0 10 20 30 40 50 60
14
16
18
20
22
24
26
28
30
32
НсВ КА/м ; (ВН)
макс.
кДж/м
3
Скорость охлаждения от 700 до 620
0
С
0
С/час
HcB
(ВН)
макс.
а б
0 10 20 30 40 50 60
1,0
1,1
1,2
1,3
1,4
1,5
B
r
Тл
Скорость охлаждения от 700 до 620
0
С
0
С/час
в
Рис. 2. Изменение σ
в
, (а), Н
сВ
и (ВН)
макс.
(б) и B
r
(в) сплава 25Х15КЮБФ в зависимости от
скорости охлаждения в температурном интервале 700-620
0
С.
работы [5], полученными на деформационно-стареющих FeCrCo сплавах с 9-11 масс. %
кобальта.
Изменение прочностных и магнитных гистерезисных свойств в зависимости от
скорости охлаждения v
1
в первом температурном интервале 700-620
0
С, с одной стороны,
не столь резкое (минимальное значение σ
в
не опускается ниже 520 МПа), но, с другой
стороны, на кривой σ
в
(v
1
) наблюдается два экстремума, объяснить которые в настояoящее
время не представляется возможным. Можно только сказать, что существующая
двухстадийная феноменологическая модель формирования высококоэрцитивного
состояния (распад + дораспад α твёрдого раствора) является сильным упрощением и
требуется более детальная разработка микроскопических моделей, объясняющих процесс
формирования магнитных и механических свойств магнитотвёрдых FeCrCo сплавов.
На сплаве 25Х15КЮБФ методом планирования эксперимента [6] было проведено
изучение совместного влияния скорости охлаждения в магнитном поле в температурном
интервале 660-620
0
С v
1
и скорости охлаждения v
2
в температурном интервале 620-500
0
С
без магнитного поля на прочность σ
в
. Использовали матрицу центрального
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
568
композиционного ротатабельного планирования второго порядка с двумя звёздными
точками, которая приведена в таблице 1. В качестве нулевого уровня при планировании
эксперимента был взят режим: закалка от 1100
0
С, нагрев до 700
0
С, быстрое охлаждение в
магнитном поле до 660
0
С, охлаждение в магнитном поле от 660 до 620
0
С со скоростью v
1
= 20
0
С/час, охлаждение без магнитного поля со скоростью v
2
= 8
0
С/час до 500
0
С.
Таблица 1.
Ротатабельное планирование второго порядка при изучении механических и магнитных
свойств сплава 25Х15КЮБФ
№
опыта
V
1
0
C/час
V
2
0
C/час
σ
в
МПа
B
r
Тл
Н
сВ
кА/м
(ВН)
макс.
кДж/м
3
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
1 (30)
-1 (10)
-1,41 (5,9)
0 (20)
1,41 (34,1)
-1 (10)
0 (20)
0 (20)
0 (20)
1 (30)
0 (20)
-1 (5)
-1 (5)
0 (8)
0 (8)
0 (8)
1 (11)
1,41
(12,3)
0 (8)
-1,41
(3,8)
1 (11)
0 (8)
469
453
488
570
352
608
651
595
508
579
656
1,27
1,29
1,25
1,35
1,35
1,28
1,24
1,29
1,31
1,30
1,32
26,9
21,5
16,2
22,1
28,4
17,4
17,6
23,5
26,1
21,7
20,4
25,6
17,0
12,6
19,7
25,4
14,5
15,8
20,3
22,8
20,4
19,5
Из статистического анализа экспериментальных данных таблицы 1 получены
уравнения регрессии для прочности σ
в
, коэрцитивной силы Н
сВ
и максимального
энергетического произведения (ВН)
макс.
как функции от v
1
и v
2
следующего вида:
σ
в
= 530,8 – 25,7v
1
+ 42,5v
2
– 81,0v
1
2
– 11,25v
1
v
2
– 23,75v
2
2
(1)
H
cB
= 22,0 + 3,4v
1
– 2,7v
2
+ 0,1v
1
2
– 0,28v
1
v
2
– 0,13v
2
2
(2)
(
ВН)
макс.
= 19,8 + 4,1v
1
– 2,2v
2
– 0,4v
1
2
– 0,7v
1
v
2
– 0,2v
2
2
(3)
Остаточная индукция B
r
, как видно из таблицы 1, в пределах ошибки измерения
практически не зависит ни от v
1
, ни от v
2
. Значимость коэффициентов уравнений
регрессии определяется диаграммами Парето, которые приведены на рис. 3.
Секция 6. Формирование структуры и свойств металлопродукции.
569
Рис.3. Диаграммы Парето уравнений регрессии прочности σ
в
, коэрцитивной силы Н
сВ
и
максимального энергетического произведения (ВН)
макс.
.
600
500
400
300
200
100
а