В статье отражено состояние российского рынка металлургической продукции для медицинского инструмента и оборудования, объемы производства, импорта и экспорта медицинского инструмента на основе металлов, а также дана оценка импортной зависимости по различным сегментам рынка. Проведенный сравнительный анализ отечественных сплавов и материалов, выпускаемых зарубежными фирмами, показал, что в России разработаны уникальные сплавы и стали, не имеющие аналогов за рубежом, с улучшенными показателями коррозионной стойкости, износостойкости, статической и циклической прочности. Однако металлургическая продукция, поставляемая для медицинской промышленности, не всегда отвечает требованиям качества, и предприятия медицинской отрасли используют импортные виды металлопродукции. Следует отметить, что для медицинских целей требуются малотоннажные партии, производство которых связано с повышенными затратами. Положение усугубляется тем, что часть предприятий, производивших малотоннажные партии специальных сталей и сплавов, были вообще ликвидированы. В связи с этим требуется создание специализированного производства специальных сталей и сплавов. Приведены результаты анализа российского рынка специальных металлов и сплавов, используемых для нужд медицины, и предлагаются пути решения проблемы импортозамещения на этом рынке.

Вторая часть статьи посвящена практическим воплощениям научных «предвидений» Д.К. Чернова, подтвержденных им в реализации понятий точек «а» и «b», строении слитка и возможности с учетом знаний данных температурных границ строить базовые режимы деформирования стальных слитков с последующей термической обработкой. Данные материалы подкреплены современной трактовкой этих положений и дополнительной информацией от авторов.

Одним из путей повышения энергоэффективности и интенсивности доменной плавки, особенно при использовании пылеугольного топлива, является увеличение горячей прочности кокса. В условиях ПАО «Новолипецкий металлургический комбинат» (НЛМК) для повышения качества кокса в угольную шихту вводили нефтяную добавку. При этом содержание серы в коксе возрастает, а, следовательно, повышается содержание серы в чугуне. В связи с этим задача поиска путей улучшения десульфурации чугуна в доменной печи становится актуальной. Основными факторами, определяющими десульфурацию чугуна, являются основность шлака, содержание в нем оксида MgO, температура продуктов плавки, вязкость шлака. Целью настоящей работы является сопоставление эффективности удаления серы путем повышения основности шлака и содержания оксида MgO. На основе известных уравнений разработан алгоритм, позволяющий решить поставленную задачу. Установлено, что повышение содержания оксида MgO в шлаке в большей степени способствует десульфурации чугуна, чем повышение основности. Кроме того, повышение содержания оксида MgO на 1 % сопровождается увеличением выхода шлака на 3,0 – 3,5 кг/т чугуна. В то же время повышение основности на 0,01 приводит к увеличению выхода шлака на 4 – 5 кг/т чугуна. Следовательно, снижение содержания серы в чугуне путем повышения основности шлака требует меньших затрат тепла. В пересчете на удельный расход кокса различие в потребности тепла составляет 0,4 – 0,5 кг/т чугуна. Показано, что при повышении содержания оксида MgO в шлаке вязкость шлака при температуре 1450 °С возрастает в меньшей степени, чем при повышении основности.

Представлены результаты исследования процессов высокотемпературной газовой коррозии, которой подвергаются секции газосборных колоколов электролизеров ЭкоСодерберг, выполненных из высокопрочного чугуна с шаровидным графитом марки ВЧ 50. Для исследования удельных потерь массы секций вследствие коррозии использован гравиметрический метод. Микроструктура чугуна, строение, химический и фазовый состав продуктов коррозии исследованы с помощью методов оптической, электронной микроскопии и электронного микрозондового анализа. Установлено, что удельные потери массы секций в процессе эксплуатации достигают 0,36 – 0,46 г/(см2·мес.), процесс коррозии чугунных секций газосборных колоколов электролизеров ЭкоСодерберг характеризуется высокой неравномерностью по площади. Наблюдаются случаи вывода секций из эксплуатации по причине локальных сквозных «прогаров» при потере массы 19 – 24 кг. При относительно равномерной коррозии максимально допустимая потеря массы секций составляет 25 – 30 кг. Для осуществления прогнозных оценок на основе экспериментальных данных получена зависимость потерь массы секций от времени эксплуатации. Установлено, что продукты коррозии секций состоят из оксидов железа и легирующих элементов чугуна, для большинства проб характерно наличие повышенного содержания С, S, F, K, Al, Na. Продукты коррозии имеют выраженное слоевое строение, содержат большое количество дефектов в виде пор и трещин. Слои отличаются по химическому, фазовому составу и макроструктуре. Для всех исследуемых проб характерно циклическое чередование относительно плотных слоев оксидов железа Fe2O3 и Fe3O4 и более пористых прослоек между ними. Прослойки характеризуются повышенным содержанием углерода и фтора. Сера по толщине продуктов коррозии распределена равномерно. Особенностью исследованных образцов продуктов коррозии является высокая дефектность, рыхлость, наличие большого количества пор, трещин, нарушений сплошности, низкая адгезия к поверхности чугуна. Это является следствием наличия фаз и соединений, имеющих различные коэффициенты температурного расширения. Установлен и научно обоснован механизм формирования слоев продуктов коррозии.

В работе показано, что полной растворимости легирующих элементов в матрице при термоциклической обработке не происходит.

In work the general is shown that the complete solubility of the alloying elements in the matrix does not occur during thermal cycling.

Из анализа данных в области полезного использования красного шлама и замасленной прокатной окалины сформулировано новое направление утилизации: совместная переработка этих отходов с получением ликвидной продукции. На укрупненной лабораторной установке выполнено технологическое моделирование стадии совместной водной обработки смеси красного шлама и замасленной прокатной окалины. Определены выходы и составы продуктов. Партия промытого осадка направлена для исследований по получению железосодержащего сырья для последующей пирометаллургической переработки. При соотношении компонентов, равном 1:1, отношении твердого к жидкому, равном 4, температуре 95 °С и продолжительности 2 ч, переработано 6,3 кг смеси, получено 6,58 кг промытого осадка с влажностью 21,3 % и 12,6 дм3 конечного раствора. Определен удельный объем испарения воды, равный 31,3 дм3/ч на 1 м2 поверхности пульпы. На основании анализов содержания железа в осадке и концентрации железа в конечном растворе показано, что железо практически полностью аккумулировано в осадке. Определены концентрации в продуктах обработки примесей: кремния, алюминия, фосфора, серы, оксида натрия и органики. По результатам разработана технологическая схема совместной переработки красного шлама и замасленной прокатной окалины и намечены пути использования продуктов процесса: осадка – на получение железа, фильтрата – на промышленную очистку, испаренной и промывочной воды – в оборот на выщелачивание. На примере кооперации предприятий Каменск-Уральского промышленного узла рассмотрена аппаратурная схема процесса. Полученные данные целесообразно использовать для реализации технологии, в частности, для разработки технологического регламента на проектирование пилотной установки.

Изучено влияние кремния в пределах марочного состава (0,14 – 0,78 % (по массе)), бора и редкоземельных металлов на коррозионную стойкость низкоуглеродистой аустенитной хромоникелевой стали типа 03Х18Н11. Показано, что все стали в закаленном на аустенит состоянии при испытаниях в кипящих 56 и 65 %-ных растворах HNO3 имеют соизмеримые скорости коррозии, не превышающие критическую по ГОСТ 6032 – 2017 норму. При ужесточении условий испытания в кипящем растворе 27 % HNO3 + 4 г/л Cr+6 стали оказываются подверженными межкристаллитной коррозии, скорость которой и глубина проникновения увеличиваются с увеличением концентрации кремния с 0,14 до 0,78 %. Исследовано влияние концентрации азотной кислоты и температуры испытаний: только у стали, содержащей 0,78 % Si, при испытаниях в 56 и 65 %-ных растворах HNO3 с температурой 120 и 130 °С наблюдаются существенные коррозионные потери, превышающие критические. При повышенном (0,78 %) содержании кремния, но низкой (0,020 – 0,022 %) концентрации углерода средняя скорость коррозии закаленной на аустенит от 1080 – 1150 °С и сенсибилизированной при 650 °С стали не превышает критической нормы, а увеличение концентрации углерода всего на 0,01 % приводит к значительному (более чем в 30 раз) росту скорости коррозии сенсибилизированной стали. Показано, что микролегирование редкоземельными элементами не ухудшает коррозионную стойкость сенсибилизированной стали. В отличие от РЗМ легирование хромоникелевой стали даже небольшой (0,0015 %) добавкой бора на порядок уменьшает коррозионную стойкость стали. При этом наблюдается обратная зависимость скорости коррозии от температуры закалки: с увеличением температуры скорость коррозии стали 02Х18Н11ГС0,38Р увеличивается.

Проведено математическое моделирование дифференцированной термической обработки железнодорожных рельсов воздухом. На первом этапе аналитически и численно решалась одномерная задача теплопроводности с граничными условиями третьего рода. По- лученные распределения температуры на поверхности головки рельса и на глубине 20 мм от поверхности катания сравнивали с экспериментальными данными. В результате определяли значение коэффициентов теплоотдачи и теплопроводности рельсовой стали. На втором этапе была создана математическая модель распределения температуры в рельсовом темплете, в условиях принудительного охлаждения и последующего остывания в условиях естественной конвекции. В основу предложенной математической модели положены уравнения Навье-Стокса и конвективной теплопроводности для закалочной среды и уравнение теплопроводности рельсовой стали. На границе рельс – воздух задавалось условие непрерывности тепловых потоков. В условиях самопроизвольного остывания изменение температурного поля моделировали уравнением теплопроводности с условиями третьего рода. Аналитическое решение одномерного уравнения теплопроводности показало, что расчетные значения температуры отличаются от экспериментальных данных на 10 %. При продолжительности охлаждения более 30 c происходит смена хода кривых зависимости температуры от времени, что связано со сменой механизмов охлаждения. Результаты численного анализа подтверждают это предположение. Анализ двухмерной модели охлаждения рельса методом конечных элементов показал, что на начальном этапе охлаждения температура поверхности головки рельсов как по центральной оси, так и по выкружке резко уменьшается. При продолжительности охлаждения свыше 100 c происходит стабилизация температуры до 307 К. В центральных областях головки рельса процесс охлаждения идет медленнее, чем в поверхностных. После прекращения принудительного охлаждения наблюдается нагрев поверхностных слоев, обусловленный сменой направления теплового потока от центральных областей к поверхности головки рельса, а затем происходит охлаждение со скоростями существенно меньшими, чем на первом этапе. Полученные результаты могут быть использованы для корректировки режимов дифференцированной закалки.

Методом просвечивающей дифракционной электронной микроскопии на тонких фольгах проведено исследование изменений морфологии матрицы и фазового состава, возникающих в стали феррито-перлитного класса марки Ст2 при электролитно-плазменной поверхностной закалке. Исходное состояние Ст2: материал, прошедший закалку от температуры 890 °С (2,0 – 2,5 ч) с охлаждением в теплую (30 – 60 °С) воду и последующий отпуск при температуре 580 °С (2,5 – 3,0 ч). Поверхностная закалка осуществлялась в водно-солевом растворе в течение 4 с при температуре 850 – 900 °С, напряжении 320 В, силе тока 40 A. В исходном состоянии морфологическими составляющими матрицы стали были пластинчатый перлит и нефрагментированный и фрагментированный феррит. Поверхностная закалка при- вела к превращениям морфологии и фазового состава: 1 – к мартенситному превращению (морфологическими составляющими матрицы являются пакетный, пластинчатый низкотемпературный и высокотемпературный мартенсит); 2 – к «самоотпуску» стали (внутри всех кристаллов мартенсита присутствуют тонкие пластинчатые выделения цементита); 3 – к диффузионному γ → α-превращению и выделению остаточного аустенита (γ-фазы) в виде тонких прослоек по границам реек и пластин низкотемпературного мартенсита и внутри всех кристаллов пластинчатого мартенсита в виде «игл» по типу колоний двойникового типа. Поверхностная закалка привела к выделению специальных карбидов фазы Ме23С6 . Установлено, что выделение этих карбидов обусловлено, во-первых, распадом остаточного аустенита и мартенсита; во-вторых, частичным растворением цементита; в-третьих, уходом углерода с дислокаций и границ кристаллов α-фазы. Это означает, что во всех случаях углерод из остаточного аустенита, α-твердого раствора, частиц цементита и дефектов кристаллической решетки идет на образование специальных карбидов.

Описан способ импульсной плазменной обработки – электровзрывное легирование, заключающееся в накоплении энергии батареей импульсных конденсаторов и последующем разряде в течение 100 мкс через проводник в виде титановой фольги с порошком карбида кремния, при этом проводник испытывал взрывное разрушение. Способ электровзрывного легирования вольфрамокобальтового твердого сплава включает расплавление поверхности и насыщение ее продуктами взрыва с последующей самозакалкой путем отвода тепла в глубь материала и окружающую среду. На поверхности твердого сплава ВК10КС получено покрытие толщиной до 15 – 20 мкм с нанотвердостью 26 000 МПа. С помощью рентгенофазового анализа и растровой электронной микроскопии установлено, что в поверхностном слое формируются новые фазы TiC, W2C, (W, Ti)C1 – x , WSi2 с высокими твердостями. В результате этого коэффициент трения снизился до 0,18 по сравнению с исходным 0,41. Исследованиями с помощью просвечивающей электронной микроскопии выявлены изменения при электровзрывном легировании, возникающие в поверхностной карбидной и приповерхностной кобальтовой фазах. В карбидной фазе обнаружены скопления дислокаций. В кобальтовой связующей выявлены деформационные полосы (полосы скольжения), единичные дислокации, мелкодисперсные выделения карбидов вольфрама. Указанное изменение можно объяснить стабилизацией кубической модификации кобальта, кристаллическая решетка которого обладает большим числом плоскостей скольжения при деформации и большей способностью к упрочнению по сравнению с гексагональной модификацией кобальта. Дополнительное легирование кобальтовой связующей в зоне термического влияния после импульсной плазменной обработки положительно повлияет на эксплуатационную стойкость вольфрамокобальтовых твердых сплавов в целом из-за своей стабилизации.

Интенсификация цементации и борирования стальных деталей достигается с помощью микродугового поверхностного легирования. Для цементации детали погружают в угольный порошок с последующим пропусканием электрического тока. Для одновременного борирования используется обмазка, содержащая диффузант. Ускорение диффузии достигается с помощью воздействия микродуговых разрядов на поверхность стали. Целью работы являлось исследование влияния параметров диффузии на толщину, структуру и фазовый состав покрытий. Образцы изготавливали из стали 20. Поверхностная плотность тока составляла 0,45 – 0,53 А/см2, продолжительность процесса 2 – 8 мин. В начале нагрева температура образцов возрастает, а затем стабилизируется на уровне 930 – 1250 °С из-за прекращения микродугообразования при выгорании угольных частиц. После цементации на поверхности образуется эвтектоидная смесь, далее расположена зона с феррито-перлитной структурой, переходящая в исходную структуру. Наибольшая толщина слоя (60 – 390 мкм) достигается через 6 – 7 мин нагрева и далее не увеличивается из-за снижения углеродного потенциала при выгорании угольных частиц. При борировании получена аналогичная зависимость: наибольшая толщина слоя (60 – 340 мкм) достигается через 6 – 7 мин и далее не увеличивается из-за истощения источника диффузанта в обмазке. При плотности тока 0,45 А/см2 слой состоит из основы (дисперсной феррито-карбидной смеси), в которой расположены мелкодисперсные включения боридов железа и карбида бора. При плотности тока 0,49 и 0,53 А/см2 слой имеет гетерогенную структуру, в основе расположены участки высокотвердой боридной эвтектики. При большой плотности тока диффузия углерода и бора по границам зерен образует тройную эвтектику Fe – C – B. При меньшей плотности тока температура поверхности ниже температуры образования эвтектики, поэтому гетерогенная структура покрытия не формируется. Полученные результаты позволяют выбирать режимы микродугового нагрева для получения требуемых параметров диффузионного слоя.

Выполнен термодинамический анализ восстановления хрома из его оксида в контактирующей с углеродом газовой фазе Н₂ – Н₂О – СО – СО₂ . Окислительный потенциал (pO2 ) газовой фазы определяется двумя номограммами в координатах

и

с учетом условия нормировки x_H2O + x_H2 + x_CO2+ x_CO = 1. При расчетах возможные параметры восстановления хрома из оксида Cr₂O₃ определены соотношением упругости диссоциации оксида и окислительного потенциала газовой фазы. В системе СО – СО₂ – С хром восстанавливается при температуре 1505 К, если x_CO > 0,9995. При этой температуре соединение Cr2O3 восстанавливается в водяном газе состава x_H2= 0,0186, x_H2O = 0,28·10–4, x_CO = 0,9809, x_CO2= 4,86·10–4, для которого окислительный потенциал равен упругости диссоциации оксида:

При увеличении концентрации водорода от 0,0186 до 0,9900 окислительный потенциал водяного газа в контакте с углеродом уменьшается на четыре порядка: до

Это должно приводить к существенному росту скорости восстановления. В такой газовой атмосфере возможно восстановление хрома при температуре 1230 К. Получить восстановительный водяной газ технологически просто и с меньшими затратами можно, например, при нагревании паров воды в контакте с углеродом. Показано, что при температуре 1500 К получается водяной газ со следами соединений Н₂О и СО₂ с параметрами x_H2 = 0,4999, x_CO = 0,4996,

Окислительный потенциал такого газа меньше, чем у оксида хрома, и эта разница существенно увеличивается с повышением температуры.

Приведены результаты термодинамического моделирования равновесного содержания лантана в металле под шлаком системы СаО – SiO₂ – La₂О₃ – Аl₂O₃ – МgO, соответствующим химическому составу 16 точек плана локального симплекса. Использован программный комплекс HSC 8.03 Chemistry (Outokumpu) в совокупности с методом симплексных решеток планирования. Рассмотрен шлак, представленный оксидной системой СаО – SiO₂ – La₂O₃ – 15 % Аl₂O₃ – 8 % МgO в широком диапазоне химического состава, при температурах 1550 и 1650 °С, и металл, содержащий 0,06 % C, 0,25 % Si, 0,05 % Al (здесь и далее указаны % (по массе)). Результаты математического моделирования представлены графически в виде диаграмм состав – равновесное содержание лантана. Отмечено заметное влияние основности шлака на равновесную концентрацию лантана в металле. Повышение основности шлака c 2 до 5 при температуре 1550 °С приводит к повышению равновесного содержания лантана в металле от 0,2 ppm в области концентрации оксида лантана 1 – 5 % до 7 ppm в области повышенной до 4 – 7 % концентрации оксида лантана, т.е. рост основности шлака благоприятно сказывается на развитии процесса восстановления лантана. Рост температуры металла также оказывает положительное влияние на процесс восстановления лантана. С повышением температуры до 1650 °С равновесное содержание лантана в металле увеличивается от 0,2 ppm в области концентрации оксида лантана 1 – 3 % до 12 ppm в области повышенной до 4 – 7 % концентрации оксида лантана. На диаграммах области химического состава шлаков, содержащих 56 – 61 % CaO, 12 – 14 % SiO₂ и 4 – 7 % La₂O₃ , обеспечивают в интервале температур 1550 и 1650 °С концентрацию лантана в металле на уровне 7 – 12 ppm. Подтверждена решающая роль основности шлака, концентрации оксида лантана и температурного фактора в развитии процесса восстановления лантана из шлаков изучаемой оксидной системы алюминием, растворенным в металле.

Представлены результаты термодинамического моделирования процесса восстановительного обжига железомарганцевой руды с высоким содержанием фосфора в присутствии твердого углерода. Моделирование выполнено с использованием программного комплекса ТЕРРА. Исследовано влияние температуры процесса в интервале 950 – 1300 К и содержания углерода в количестве 8,50 – 8,85 г на 100 г руды на восстановление железа, марганца и фосфора. Железо при таких параметрах системы восстанавливается и твердым углеродом, и оксидом углерода CO до металлического состояния, а марганец только до оксида MnO. Степень восстановления фосфора зависит от количества восстановителя. При избытке углерода относительно восстановления железа весь фосфор переходит в металл при температуре 1150 К. При температуре меньше 1150 К и таком количестве углерода фосфор не восстанавливается. Процесс твердофазного восстановления железа из марганцевой руды с сохранением марганца в оксидной фазе опробован в лабораторных условиях. Представлены экспериментальные результаты прямого восстановления этих элементов углеродом и косвенного восстановления оксидом углерода CO. Эксперименты проведены в лабораторной печи Таммана при температуре 1000 – 1300 °C и выдержке в течение 1 и 3 ч. Приведены результаты исследования фазового состава продуктов восстановления, а также химический состав фаз. Подтверждена возможность селективного твердофазного восстановления железа твердым углеродом до металлического состояния. Оксидом углерода CO железо при исследованных условиях восстанавливается и переходит в магнитную часть. При магнитном разделении продуктов восстановительного обжига руды с твердым углеродом и оксидом углерода СО немагнитная часть содержит оксиды марганца, кремния и кальция. Результаты работы могут быть использованы при разработке теоретических и технологических основ переработки железомарганцевых руд, которые существующими технологиями не перерабатываются.

Описаны основные нагрузки, действующие на калиброванные бойки установки совмещенного процесса непрерывного литья и деформации при получении сортовых заготовок. Обоснована актуальность определения температурных полей и термоупругих напряжений в калиброванных бойках с буртами при формировании нескольких сортовых заготовок при обжатии сляба и на холостом ходу при охлаждении бойков водой. Приведены прочностные и теплофизические свойства стали, из которой изготовлены бойки. Показана геометрия бойка с буртами для получения трех сортовых заготовок за один проход. Приведены исходные данные для расчета температурного поля бойка с буртами установки совмещенного процесса при получении сортовых заготовок. Представлены температурные граничные условия для расчета температурных полей бойков с буртами. Описаны граничные условия для определения температуры бойка с буртами и приведены значения теплового потока и эффективного коэффициента теплоотдачи. Результаты расчета температурных полей выполнены в четырех сечениях и приведены для характерных линий и точек, расположенных на контактной поверхности бойка с выступами и в приконтактном слое на глубине 5 мм от рабочей поверхности. Приведены размеры сетки конечных элементов, которая использована при расчете температурного поля бойков с буртами. Температурное поле бойков с буртами определено на основе решения уравнения нестационарной теплопроводности с соответствующими начальными и граничными условиями. Представлены величины и закономерности распределения температуры в основаниях и в вершинах среднего и крайнего буртов калиброванного бойка при обжатии сляба и на холостом ходу при получении за один проход трех сортовых заготовок на установке совмещенного процесса непрерывного литья и деформации.

Полной растворимости легирующих элементов (хром, титан, алюминий) в железоникелевой матрице (Fe – Ni) в сплаве 44НХТЮ в зависимости от количества циклов при первичной термоциклической обработке (ТЦО) не происходит. Об этом свидетельствуют основные реплики матрицы с индексами плоскости отражения (111) рентгенограмм образцов при исследуемых режимах термоциклической обработки. Максимальная растворимость легирующих элементов достигается только при полной закалке. Особое внимание при дальнейшем исследовании ТЦО следует уделить третьему и четвертому циклам, изменяя в этих циклах скорость охлаждения за счет охлаждающей среды, так как с увеличением количества циклов при первичной ТЦО значительных изменений не происходит.