«новые материалы и нанотехнологии металлургическому и машиностроительному

ч. 1 ч. 2 ч. 3 ... ч. 6 ч. 7

Заключение

  1. Разработана концепция создания высокопрочных хладостойких сталей, предназначенных для эксплуатации в Арктике, которая заключается в формировании в хромоникельмолибденовой стали пониженного легирования (по сравнению с существующими аналогами) мелкодисперсной бейнито-мартенситной структуры за счет горячей пластической деформации в области протекания статической рекристаллизации с регламентацией междеформационных пауз и последующей прямой закалкой после деформации и высоким отпуском.

  2. Разработаны новые высокопрочные стали с нормируемым пределом текучести 500, 620, 690 МПа с индексом «Arc» с пониженным на 20 – 30% содержанием дорогостоящих легирующих элементов по сравнению с существующими отечественными аналогами и промышленная технология производства листового проката толщиной до 50 мм из новых сталей.

  3. Изготовленная с применением разработанных режимов опытно-промышленная партия проката толщиной до 50 мм из новых хладостойких сталей F500Arc40, F620Arc40 и F690Arc40 (на базе стали 09ХН2МДБ) с пониженным уровнем легирования обладают повышенным комплексом механических свойств, включая хладостойкость при температурах до -60°С и трещиностойкость при температурах до -40°С.

  4. Выполненный комплекс испытаний подтвердил соответствие требованиям «Правил…» Российского морского регистра судоходства к хладостойким сталям с гарантированным пределом текучести 500,620 и 690 МПа с индексом «Arc», предназначенным для эксплуатации в Арктике.



Литература

  1. Правила классификации и постройки морских судов. Российский Морской Регистр судоходства, 2012 г.

  2. Горынин И.В., Хлусова Е.И. Наноструктурированные стали для освоения месторождений шельфа северного ледовитого океана. Вестник РАН. 2010, №12, с. 1069-1075

  3. Рыбин В.В., Рубцов А.С., Нестерова Е.В. Метод одиночных рефлексов и его применение для электронно-микроскопического анализа дисперсных фаз, Заводская лаборатория, 1982.№ 5. С. 21–26

  4. Горынин И.В., Малышевский В.А., Легостаев Ю.Л., Грищенко Л.В. Высокопрочные свариваемые стали. В сб. Вопросы материаловедения, 1999, №3(20),с.21-29.

  5. Круглова А.А., Легостаев Ю.Л., Хлусова Е.И. Исследование температурно-деформационных режимов динамической рекристаллизации стали марки АБ-1. // Судостроительная промышленность, сер. «Металловедение и металлургия», №8, 1988, с.12-16.

  6. Хлусова Е.И., Мотовилина Г.Д., Голосиенко С.А. Возможности повышения прочностных характеристик экономнолегированных высокопрочных сталей за счет образования наноразмерных карбидов.// Вопросы материаловедения, №4 (64), 2010, с.27-32.

  7. Горынин И.В., Рыбин В.В., Малышевский В.А., Семичева Т.Г. Теоретические и экспериментальные основы создания вторичнотвердеющих свариваемых конструкционных сталей. МиТОМ, № 9, 1999, с.8-13.

  8. Зисман А.А., Сошина Т.В., Хлусова Е.И. Исследование рекристаллизации аустенита стали 09ХН2МД в условиях горячей прокатки методом релаксации напряжений, Вопросы материаловедения, 2012, №70.

  9. Зисман А.А., Сошина Т.В., Хлусова Е.И. Построение и использование карт структурных изменений при горячей деформации аустенита низкоуглеродистой стали 09ХН2МДФ для оптимизации промышленных технологий. Вопросы материаловедения. – 2013. - №1 (73). – с. 37-48.

  10. Семичева Т. Г., Хлусова Е. И., Шерохина Л.Г. //Процессы карбидообразования и хрупкость при отпуске судостроительной стали // Вопросы Материаловедения. – 2005. - №2(42). – С. 69-78.

ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКОГО И ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКОГО ПОВЕДЕНИЯ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКИ ОБРАБОТАННЫХ СВЕРХУПРУГИХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Ti-Nb

В.А. Шереметьев1, С.М. Дубинский1,2, Ю.С. Жукова1, В. Браиловский2, М.Р. Филонов1, М.И. Петржик1, С.Д. Прокошкин1


1) НИТУ «МИСиС»,
2) Ecole de Technologie Superieure, Montreal, Canada

Сплавы с памятью формы (СПФ) на основе Ti-Ni для функциональных имплантов обладают низким модулем Юнга и большим ресурсом сверхупругой деформации (до 10 %), но содержат токсичный никель. Это ограничивает их медицинское применение и требует поиска новых, безникелевых СПФ. К наиболее перспективным безникелевым СПФ относятся сверхупругие сплавы Ti-Nb-Ta, Ti-Nb-Zr, они содержат только биосовместимые компоненты, могут использоваться в полости рта, в т.ч. с имплантами из других материалов. Методом электронно-микроскопического анализа СПФ Ti-Nb-Zr была определена область режимов ТМО, включающей холодную деформацию и последеформационный отжиг (ПДО), при которых формируются наносубзеренная и нанокристаллическая структуры β-фазы. В результате механических испытаний СПФ Ti-Nb-Ta и Ti-Nb-Zr по схеме «деформация растяжением на 2 %-разгружение» (10 циклов) после деформации волочением и ПДО при 550 °С и 600 °С, 0.5 и 1 ч, обеспечивающих наноструктурное состояние, были получены диаграммы деформации-разгружения и определены их параметры. Сверхупругое поведение СПФ Ti-Nb-Ta в ходе механоциклирования быстро совершенствуется, уже в десятом цикле остаточная деформация минимальна. Сверхупругое поведение СПФ Ti-Nb-Zr совершенствуется еще быстрее, остаточная деформация практически исчезает в течение первых 3-5 циклов. Модуль Юнга сплавов уменьшается по мере сверхупругого циклирования, приближаясь к модулю Юнга плотной костной ткани (25-30 ГПа). Это обеспечивает высокую биомеханическую совместимость новых сплавов. Достигнутая низкая величина модуля Юнга стабильна при последующем вылеживании в течение 40 суток. Методом измерительного индентирования (царапания) были изучены условия формирования, механизм разрушения и когезионная прочность оксидной пленки, формирующейся при отжиге СПФ Ti-Nb-Ta и ПДО СПФ Ti-Nb-Zr. Изучено электрохимическое поведение СПФ Ti-Nb-Ta в сравнении с титаном и СПФ Ti-Ni в растворе Хэнка и «искусственной слюне» при 37 и 50 °С. В указанных условиях сплавы проявляют склонность к самопассивации. Процесс формирования защитных пленок в процессе экспозиции в этих средах может быть описан двумя уравнениями логарифмического вида, а механизм их образования и роста подобен механизму образования и роста тонких оксидных пленок при низких температурах. Измерения поляризационных кривых показали, что новый сплав во всех средах обладает достаточно широкой областью пассивности и низкими значениями плотностей токов анодного растворения, сравнимых с таковыми для чистого титана. Методом электронной оже-спектроскопии установлено, что экспозиция в растворе Хэнка в течение 7 суток приводит к обеднению поверхности сплава Ti-Nb-Ta титаном, а поверхности Ti-Ni – никелем. Следовательно, новый СПФ обладает большей биохимической безопасностью, чем СПФ Ti-Ni.


НОВЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ ПОЛУЧЕНИЯ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДОВ

Шляхин А.П., канд. тех. наук, Шушурин С.Н., Резнюков К.Ю., Коростелин А.А., канд. тех. наук (АХК ВНИИМЕТМАШ им. акад. Целикова А.И.)
Шляхин А.Н., канд. тех. наук (МГТУ "Станкин")
Современная промышленность испытывает необходимость в разработке новых материалов, обладающих повышенными механическими характеристиками, износостойкостью, коррозионной стойкостью как при комнатной, так и при повышенных температурах эксплуатации. Одним из направлений решения этой задачи является разработка и более широкое применение новых материалов на основе интерметаллидов, которые по своим свойствам занимают промежуточное положение между металлами и керамикой.

Интерметаллиды давно применяются в промышленности. Широко применяемые в электротехнике, радиотехнике, химической промышленности алюминиды никеля, титана, циркония обладают повышенными жаростойкостью и жаропрочностью по сравнению с чистыми металлами, обусловленными именно образованием интерметаллического соединения. При создании жаропрочных никелевых сплавов, для повышения их длительной прочности и жаропрочности в них добавляют до 7% алюминия и титана, которые при взаимодействии с никелем образуют мелкодисперсные интерметаллиды, препятствующие ползучести деталей при эксплуатации газотурбинных двигателей и повышающие ресурс их работы. Интерметаллиды, в частности алюминиды титана и никеля – новый класс особо лёгких перспективных конструкционных материалов, предназначенных для работы при температурах до 750°С и 1300°С , превышающих рабочие температуры титановых (<600°С) и никелевых (750-1050°С) суперсплавов соответственно. За рубежом интерметаллиды находят всё большее распространение и не только как конструкционные материалы. За последнее десятилетие значительно возросла роль интерметаллических соединений при создании материалов с уникальными физико - механическими свойствами, например, эффектом "памяти формы".

Одним из уникальных свойств интерметаллидов (алюминидов никеля, титана и железа) является не только сохранение, но даже аномальное повышение прочностных свойств при возрастании температуры до определённой величины. Это в первую очередь относится к соединениям Ni3Al и Ti3Al. Например, у Ni3Al предел текучести возрастает со 160 до 600 МПа при повышении температуры до 700°С. Кроме того при температуре 780°С временное сопротивление разрыву лучших легированных сплавов на основе Ni3Al в 2,5 раза выше, чем у никелевого сплава Хастелой – Х, применяемого для изготовления деталей газотурбинных двигателей [1].

Прочность алюминида никеля нестехиометрического состава (25...28% вес Al) возрастает в 2 раза (σb = 140...220 МПа), но при нулевом относительном удлинении. Тем не менее при точном соблюдении химического состава, высокой чистоте исходных материалов и оптимальных условиях получения можно достигнуть относительного удлинения 2% уже при комнатной температуре. Предел прочности литого Ni3Al стехиометрического состава (13,3% вес Al) составляет 190...215 МПа при пределе текучести 85...92 МПа и относительном удлинении около 1%. Увеличение содержания Al до 14% приводит к повышению прочностных характеристик (σb = 270...350 МПа, σ0,2 = 100...110 МПа и δ = 1,2...1,7%).

Помимо этого алюминиды никеля, титана, железа обладают не только химической стойкостью и высоким сопротивлением коррозии, но и высокой износостойкостью и жаропрочностью. Вот почему работы в области разработки и создания сплавов на основе алюминидов и технологии изготовления деталей из них ведутся весьма интенсивно.

Основным недостатком алюминидов никеля, титана и железа является низкотемпературная хрупкость и низкая вязкость при комнатной температуре. Пластичность алюминидов увеличивается с уменьшением размера зерна достигаемого, например, за счёт горячей пластической деформации, и за счёт легирования. Для этого Ni3Al легируют бором, FeAl - бором и цирконием, Fe3Al - хромом и т.д. Кроме того легирование используют для повышения жаропрочности и снижения высокотемпературной газовой коррозии. Уже сейчас детали из алюминидов никеля и титана, а также жаропрочные сплавы, покрытые алюминидами, применяют в авиа - космической отрасли. Алюминиды железа благодаря их дешевизне, высокой коррозионной стойкости, износостойкости и твёрдости используют в автомобилестроении, как заменители нержавеющей стали в системе выхлопа автомобилей, в качестве клапанов автомобильных двигателей, для дисков регенераторов автомобильных газотурбинных систем. Так же алюминиды железа перспективны для производства отдельных узлов и дисков газовых турбин, работающих при температурах до 680°. Алюминиды железа используют в качестве материалов для роликов, транспортирующих горячекатаную сталь. Учитывая высокую окалиностойкость алюминидов, из них изготавливают детали печного оборудования, в том числе основания печей для нагрева заготовок перед прокаткой, штамповкой или ковкой (алюминиды никеля) и детали печей, работающих при температурах до 900° (алюминиды железа). Высокая коррозионная стойкость изготавливать из алюминидов железа фильтры для систем газификации угля, т.к. они оказались более стойкими чем фильтры из нержавеющей стали и не взаимодействуют с серосодержащими соединениями [2]. Высокая износостойкость алюминидов железа позволяет изготавливать из них насадки для пескоструйной обработки и лопасти для смешивания керамических суспензий.

Одна из уникальных особенностей алюминида железа – высокое удельное электросопротивление, превышающее удельное электросопротивление нихрома. А так как его стоимость значительно ниже стоимости нихрома, то алюминид железа представляется весьма эффективным для нагревательных элементов. Более 25 лет назад во ВНИИМЕТМАШе под руководством А.А.Коростелина была разработана технология получения биметаллической проволоки путём наложения оболочки на стальную проволоку. Был спроектирован и изготовлен стан (Рис.1), позволяющий наносить покрытие из алюминия или меди на стальной сердечник.

Техническая характеристика стана:

Скорость наложения оболочки, м/мин до 60

Диаметр готовой проволоки, мм 2…6

Толщина оболочки, мм 0,2…1

Вес стана, кг 970

Установленная мощность, кВт 8

Процесс производства биметаллической проволоки происходит следующим образом. Проволока – сердечник разматывается с катушки и, пройдя зачистку тремя стальными щётками, поступает в проводку, где ложится на зачищенную поверхность ленты. Из проводки проволока и лента попадают в гибочные ролики, где лента прогибается в корытообразный профиль и формируется в оболочку с припуском под сварку давлением. Сварка продольного шва оболочки производится деформацией только припуска оболочки в неприводных роликах на 65…95%. При этом металл из зоны деформации (шва) выжимается и образуется продольный сварочный облой. Он удаляется неприводным дисковым ножом, установленным за сварочной волокой и сматывается на катушку. Для восстановления пластичности металла в зоне шва и улучшения связи оболочки с сердечником поверхность проволоки нагревается на электроконтактных роликах. Нагретая проволока калибруется волочением через горизонтальную и вертикальную роликовые волоки, установленные перед приёмно – тянущим барабаном. Применение стыковой сварки заготовок проволоки и ленты обеспечивает непрерывность процесса. Проволоку с покрытием из алюминия было решено использовать в качестве проволоки с высоким омическим сопротивлением. Работа проводилась совместно с ИМЕТом имени А.А.Байкова. Для этого биметаллической проволоке придавалась конфигурация нагревательных элементов и путём последующей термической обработки, в процессе которой алюминий взаимодействовал со стальным сердечником с образованием алюминида железа, получали нагревательный элемент с алюминидом. Содержание алюминия в исходной биметаллической проволоке составляло 10 вес процентов. Полученные нагревательные элементы были опробованы и показали высокую эффективность при нагреве до 1150°С.

Для изготовления ТЭНов требовалась биметаллическая проволока меньшего диаметра. Её получали волочением биметаллической проволоки диаметром 2мм, полученной на стане (Рис.1), до диаметра 0,6…0,65 мм. Эта проволока наматывалась по спирали, которая помещалась в трубчатый кожух из нержавеющей стали. Прямолинейный конец спирали крепили к наконечнику, который вставляли в трубчатый кожух. Во внутреннюю полость кожуха засыпали периклаз, который уплотняли на вибростенде, конец спирали выводили через второй наконечник, который вставляли в кожух. Концы кожуха с наконечниками обжимали, ему придавали U-образную форму и подвергали термообработке при температуре 1150°С [ 3 ]. В результате термообработки происходило взаимодействие алюминия с железом с образованием алюминида железа.

Испытания ТЭНов, проведенные на заводе электротехнических изделий, показали, что из-за высокой коррозионной стойкости алюминида железа долговечность нагревателей на его основе превышала аналогичную из нихрома, при этом себестоимость ТЭНов была на порядок ниже.

Основные методы производства композиционных материалов связаны непосредственно с печными технологиями: выплавка в индукционных печах, электролитическое выделение кристаллов интерметаллидов из расплавов. В последние годы для получения алюминидов никеля, титана, железа было предложено множество новейших технологических процессов: электрошлаковая технология выплавки, метод выплавки по технологии Exo – Melt [2], производство порошков алюминидов различными способами с последующим холодным и горячим компактированием, получение алюминидов в процессе самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) и т.д. Известно, что при синтезе алюминидов, вследствие эффекта Киркендала, заключающемся в разных скоростях взаимной диффузии элементов, и других причин в изделиях возможно образование пор и трещин. Поэтому выдвигалось предположение, что горячее изостатическое прессование (ГИП), широко применяемое для залечивания пор в отливках и усталостных микротрещин в лопатках жаропрочных никелевых сплавов, выработавших свой ресурс, позволит свести к минимуму эти дефекты. В результате во ВНИИМЕТМАШе были проведены работы по синтезу алюминидов железа при компактировании биметаллических заготовок из алюминия и железа как в газостатах [ 4 ], так и при горячей пластической деформации на прессе [ 5 ].

Техническая характеристика газостатов ГТС-330 и ГТС-2000:

Максимальное осевое усилие газостатов, МН (соответственно) 3,3 и 20

Максимальное рабочее давление газа, МПа 200

Максимальная температура в рабочей камере, °С 2000

Газостатической обработке подвергались биметаллические заготовки из стали (Ст.3) с наружным диаметром от 18 до 30мм и внутренним сердечником из алюминия диаметром 11,6мм. При этом варьировались значения температуры обработки от 1000°С до 1200°С, времени выдержки от 5мин до 2ч, скорости подъёма температуры от 10 до 20°С/мин и величина давления в рабочих камерах газостатов от 100 до 130МПа. В процессе экспериментальных работ проводимых на газостатах были выявлены некоторые особенности получения алюминидов железа.

Во - первых, перед газостатической обработкой необходима проверка герметичности заготовок, во избежание попадания газа высокого давления внутрь заготовки. Во - вторых, наибольшее влияние на химический состав синтезированного алюминида железа оказывает температура обработки. И если температура обработки от 1000 до 1100°С сказывается не существенно на содержании железа в центральной части алюминиевого сердечника (22,5 и 24,3 вес % соответственно при выдержке – 1час и давлении 120…125МПа), то при температуре 1200°С, выдержке 1 час и давлении 128МПа, содержание железа в центральной зоне образца возросло до 57…60 вес %, то есть в соответствии с диаграммой состояния системы железо – алюминий, образовавшееся соединение близко по составу соединению FeAl. Промежуточный поясок (Рис.2) образцов обработанных при 1000 и 1100°С содержит ≈ 35 вес % железа. Оценка химического состава синтезированных алюминидов железа осуществлялась портативным рентгено – флуорисцентным анализатором Termo Niton серии XL3T 980 Gold D. Прибор оснащён коллиматором, позволяющим с помощью миниатюрной видеокамеры фокусироваться на необходимом месте анализа образца, при этом диаметр замеряемого пятна составлял 3мм. Сопоставление макрошлифов образцов (Рис. 2), обработанных при 1000°С, 1100°С и 1200°С в течение 1ч свидетельствует о том, что в зависимости от температуры механизм взаимодействия железа с алюминием различен.

В образце, полученном при более низкой температуре, после начала взаимодействия на границе раздела железо – алюминий образуется твёрдая фаза алюминида железа и взаимная диффузия алюминия и железа происходит соответственно через твёрдую фазу. Свидетельством этого является граница раздела, состоящая из ломаных линий, проходящих по границам зёрен. Такой тип границы наблюдался [ 6 ] при высокотемпературной диффузии ниобия и тантала в твёрдой фазе.

В образце, обработанном при 1200°С, граница раздела более ровная, слегка размытая, цилиндрической формы. Процесс диффузии железа в алюминий происходил непрерывно в жидкую фазу алюминида путём его растворения. Граница раздела твёрдой и жидкой фаз сдвигалась в сторону железной оболочки по мере растворения железа. Скорость диффузии была очень высокой. Для оценки механических свойств этого образца были проведены замеры его микротвёрдости на микродвердомере ПМТ 3. При нагрузке 1Н через каждые 0,2мм проводили отпечатки и по их размерам определяли микротвёрдость. Твёрдость по Роквеллу составляла для промежуточного пояска 34…38HRс, вблизи промежуточного пояска центральной зоны ≈ 50 HRс, в центральной зоне 53…60 HRс. Однако на шлифах (Рис.2) отмечено наличие пор, а на некоторых и трещин, что свидетельствует о необходимости увеличения давления обработки, либо проведению процесса синтеза при пластической деформации заготовок.

Другой особенностью газостатического синтеза алюминидов является значительное возрастание температуры составной заготовки в процессе обработки. И хотя оно не столь значительно, как при синтезе алюминидов из порошков исходных материалов, но это необходимо учитывать при выборе режима обработки. Об этом же свидетельствуют и данные полученные при выплавке алюминида никеля путём загрузки алюминия в расплав никеля. Температура практически мгновенно (в течении 1 минуты) возрастает с 1600°С до 2300°С. При такой температуре вызывает сомнение безопасность работа тигля. Поэтому и был предложен метод выплавки Exo – Melt, использующий тепловой эффект реакции взаимодействия материалов [ 2 ].

Как видно из Рис.2 для снижения неоднородности состава, по - видимому, целесообразно использование пакетных заготовок со спиральным [ 7 ] или плоским расположением исходных материалов. Такое расположение позволит не только получить интерметаллид требуемого состава, но и сократить время обработки. Для получения алюминида железа требуемого состава из пакетных заготовок можно воспользоваться графическими данными представленными на Рис.3.

Ещё одной особенностью, сдерживающей получение композиционных изделий железо – алюминид методом газостатической обработки, является разница коэффициентов линейного расширения алюминида и железа. Кроме того, как отмечалось выше, пластичность многих алюминидов при комнатной температуре, в том числе и алюминидов железа FeAl и Fe3Al, которые представляются наиболее перспективными, практически нулевая. Поэтому при охлаждении композитов, содержащих алюминиды железа, в последних возникают трещины. Как отмечается в работе [ 8 ] для повышения пластичности алюминида железа, содержание углерода в железе должно быть минимальным (нулевым). Кроме того сплавы со стехиометрическим составом алюминидов железа обладают более низкой пластичностью при комнатной температуре, чем сплавы нестехиометрического состава с содержанием алюминия 25…30 атомарных процентов (типа Fe3Al) и 35…40 атомарных процентов (типа FeAl) [ 8 ]. В этой работе предложен сплав с 40 атомарными процентами алюминия - FeAl40. Этот сплав с очень мелким зерном, легированный бором, цирконием и окисью иттрия, обладает очень высоким пределом текучести достигающим 1000МПа и удовлетворительной пластичностью. То есть оптимизированное легирование алюминидов и последующая термомеханическая обработка способны создавать алюминиды с высокими механическими свойствами. Рекомендуемый сплав указан на Рис.3а пунктирной линией. Для получения алюминидов никеля и титана заданного состава из пакетных заготовок предлагается воспользоваться графическими данными, представленными на Рис.3б и Рис.3в соответственно.

Для оценки растягивающих напряжений, возникающих в алюминиде железа при охлаждении многослойной заготовки, выделим внутри заготовки полосу алюминида толщиной h1, окружённую двумя полосами железа толщиной h1/2 каждая, суммарной толщиной h2. Так как в результате взаимной диффузии интерметаллида и железа граница раздела монолитна, то в алюминиде железа при охлаждении возникают растягивающие напряжения, потому что его коэффициент термического расширения - αu больше чем у железа - αm. В первом приближении для оценки факторов, влияющих на величину напряжений в интерметаллиде - σu, полагаем, что модули упругости интерметаллида - Eu и металла Em, а так же коэффициенты термического расширения - αu и αm соответственно постоянны, то есть не зависят от температуры.

В результате получено выражение для оценки напряжений, возникающих в интерметаллиде, при совместном охлаждении составной заготовки.



,

где Δt - перепад температур от нагрева до охлаждения.

Полученное выражение свидетельствует, что чем меньше разница в коэффициентах термического расширения интерметаллида и металла, чем меньше перепад температур и толщина слоя железа, тем меньшие растягивающие напряжения возникают в интерметаллиде.

Как указывалось выше, повышению пластичности и прочности алюминидов при комнатной температуре способствует мелкокристаллическая структура, достигаемая различными способами, в том числе и термомеханической обработкой. Наиболее перспективной обработкой является горячее выдавливание. Подобные работы проводились во ВНИИМЕТМАШе под руководством Л.Г.Степанского. Эксперименты проводились на быстроходном гидравлическом прессе с номинальным усилием 200тс (2МН). Прессовались профили различного сечения (уголок, тавр и в виде звёздочек) из контейнеров диаметром 50 и 60мм со скоростью не менее 100мм/сек. Исходные стальные заготовки многократно сверлили с одного торца сверлом диаметром 3мм. Полученные закрытые полости заполняли электротехнической алюминиевой проволокой, а для гермитизации к заготовке приваривалась стальная крышка. Коэффициенты вытяжки при прессовании профилей колебались от 4,5 до 21. Температура контейнера составляла 400°С, температура заготовок - 1200°С, нагрев заготовок осуществлялся в соляной хлор - бариевой ванне. После прессования профили разрезали поперёк и производили замеры твёрдости в местах образования алюминида железа. Твёрдость составляла 68…72 единицы HRc. То есть твёрдость полученного алюминида была выше твёрдости алюминида, полученного при обработке заготовок в газостате при той же температуре на 12…15 единиц HRc. Это свидетельствует о повышении прочностных свойств за счёт разрушения литой структуры при выдавливании, получении более мелкозернистой структуры и о повышении пластичности алюминида железа, поскольку трещин в алюминиде железа при охлаждении прессованного композита обнаружено не было. По-видимому дальнейшие работы более целесообразно проводить в направлении получения композиционных изделий с синтезом алюминида железа в процессе пластической деформации заготовок сталь – алюминий.

Как следует из литературных данных, некоторые алюминиды обладают сверхпроводящими свойствами. К таким алюминидам относится Nb3Al, а так же интерметаллиды ниобия с германием, ниобия с оловом и др.

Во ВНИИМЕТМАШе совместно с ВНИИНМ им.А.А.Бочвара проводились работы по газостатическому уплотнению композиционного материала для сверхпроводников [ 9 ] с последующей их пластической деформацией с целью получения сверхпроводящих материалов на основе композиции интерметаллидов с медью. Для экспериментальных работ использовался газостат ГТС 2000 с рабочей камерой диаметром 140мм и высотой 180…250мм. Режимы обработки: давление от 100 до 200 МПа, температура от 300 до 600°С, время выдержки при рабочей температуре от 1 до 10 минут. Задача состояла в том, чтобы в процессе газостатической обработки было получено монолитное изделие с размером пор в поперечном сечении не более 0,1мм, с минимальным нарушением геометрии интерметаллида, помещённого в медную шестигранную оболочку, с расстоянием между гранями 2,5мм. В процессе горячего изостатического прессования (ГИП) оказалось, что при температуре обработки 600°С, хотя и получается монолитное беспористое изделие Рис.4а, но из-за разницы прочностных свойств сверхпроводника и меди, происходит искажение формы некоторых вставок интерметаллида. ГИП при температуре 300°С не обеспечивало не только залечивания пор, особенно в местах нарушения укладки, но при этой температуре не происходила самодиффузия медных оболочек друг с другом (Рис.4б). Поэтому была рекомендована температура обработки 450°С, при которой искажение прутков интерметаллида было минимальным и изделие получалось монолитным.

Разработанные режимы газостатической обработки были переданы одному из предприятий атомной отрасли для производства монолитных заготовок сверхпроводников на промышленном газостате для последующего их выдавливания, прокатки и волочения.

Технология позволила освоить изготовление многоволоконных (около 5000 волокон размером сечения каждого менее 8 мкм) сверхпроводников длиной более 1,5км, допускающие при эксплуатации критическую плотность тока до 2900А/мм². Качество полученных сверхпроводников удовлетворяет как отечественных, так и зарубежных потребителей.



Рис.1 Схема процесса производства биметаллической проволоки наложением оболочки на сердечник

1 - зачистка проволоки-сердечника

2 - зачистка ленты

3 - гибка ленты

4 - формовка оболочки

5 - холодная сварка продольного шва оболочки

6 - снятие грата

7 - контактный нагрев оболочки

8,9 - горизонтальная / вертикальная калибровка

10 - уборка облоя

11 - смотка готовой проволоки



Рис.2 Сопоставление макрошлифов образцов, обработанных

в газостате при давлении обработки 120...130МПа,

при выдержке 1ч и температурах: 1 - 10000С; 2 - 11000С; 3 - 12000С



Рис.3а Соотношение толщин слоев железа и алюминия для получения алюминида железа требуемого состава



Рис.3б Соотношение толщин слоев никеля и алюминия для получения алюминида никеля требуемого состава



Рис.3в Соотношение толщин слоев титана и алюминия для получения алюминида титана требуемого состава



Рис.4а,б Составные заготовки из композитных шестигранников "медь - сверхпроводник" после ГИП:

а: давление - 100МПа, температура - 6000С, выдержка - 1мин

б: давление - 100МПа, температура - 3000С, выдержка - 5мин


Разработка технологии производства на ОАО «НЛМК» УЛЬТРАтонкого оцинкованного проката



А.А. Савоста (ОАО «НЛМК»), В.А. Белоусов (к.ф.-м.н., ОАО «НЛМК»)
ч. 1 ч. 2 ч. 3 ... ч. 6 ч. 7