Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Специальные стали

ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА И КЛАССИФИКАЦИЯ

Основными свойствами инструментальных сталей, имею­щих значение практически для всех видов инструментов, являются: твердость, вязкость, износостой­кость, теплостойкость (красностойкость), прокаливаемость. Кроме того, для некоторых ви­дов инструмента большое значение имеют такие свойства, как теплопроводность, разгаростойкость, ока­лииостойкость, устойчивость против схватывания (адгезия) и налипания, неко­торые механические свойства и др.[21].

Твердость является главным показателем качества инструмента* В зависимости от назначения инструмента устанавливают значения ere твердости. Возможность получения той или иной твердости определя­ется химическим составом стали (прежде всего углерода) и применя­емой термической обработкой. При содержании 0,4—0,7 % С достига­ется твердость инструмента HRC 40—55, а при 0,8—1,5 % С HRC 58—65. Однако во многом твердость зависит и от получаемой структу­ры: избыточная карбидная фаза и мартенсит увеличивают ее, а оста­точный аустенит уменьшает.

Вязкость инструментальной стали может определяться такими по­казателями, как KCU, KCV, Kie и др., и характеризует эксплуатацион­ную надежность инструмента. Однако для инструментальных сталей вязкость, кроме структуры, количества примесей, неметаллических вклю­чений, карбидной неоднородности, зависит прежде всего от. твердости. Твердость и вязкость — противоположные свойства инструментальных сталей. Чаще всего повышение твердости вызывает понижение вязко­сти, и наоборот.

По твердости и вязкости инструментальные стали классифицируют­ся на стали высокой твердости (HRC 58—65), но пониженной вязкости и стали повышеииой вязкости, ио пониженной твердости (HRC 40—55).

Износостойкость инструментальной стали, т. е. способность ее со­противляться различным видам изнашивания поверхности, является ха­рактеристикой долговечности работы инструмента. Она определяется составом, структурой и свойствами стали, а также свойствами обраба­тываемого изделия, условиями эксплуатации инструмента и т. п. По­следние определяют характер износа: абразивный, эрозяонный, адгезион­ный, диффузионный и др. Сталь одной и той же марки может обладать различной износостойкостью в зависимости от технологии ее обработ-

Рис. 205. Зависимость износостойкости быстрорежущей стали при разном содер­жании вольфрама от твердости (И. Артингер)

Рнс. 206. Зависимость износостойкости быстрорежущей стали при разной твердо­сти от содержания карбида ванадия (Д. Хагес, К. Миллен, X. Ландер)

Зивном изиашиваиии, которое происходит при эксплуатации большин­ства инструментов (режущий, измерительный, штамповый инструмент), определяется в первую очередь твердостью и структурой стали (коли­чеством и дисперсностью ^карбидной фазы, количеством мартенсита и содержанием углерода 6 — йем и т. п.). На рис. 205 приведена зависи­мость износостойкости быстрорежущей стали от твердости. Повышение твердости сильно уменьшает изиос резцов. Однако чрезмерное повыше­ние твердости (более HRC 64), вызывающее уменьшение вязкости, ие является благоприятным дли износостойкости^ так как наряду с абра­зивным износом происходит хрупкое выкрашивание кромок инструмен­та. Из рисунка видно, что увеличение количества карбидной фазы в стали с 18 % W по сравнению со сталью с 12 % W приводит также к повышению износостойкости. Износ быстрорежущих сталей, обрабо­танных иа одинаковую твердость, ио имеющих разную карбидную фа­зу, будет существенно снижаться при увеличении содержания карбида ванадия (рис. 206), являющегося наиболее твердым по сравнению с другими карбидами (Me2sCe; MeeС и др.). Общей классификации сталей по износостойкости иет, так как она определяется ие только маркой стали, но и условиями эксплуатации инструмента.

Теплостойкость или красностойкость инструментальных сталей ха­рактеризуется ,температурой, до которой сохраняется заданная высокая твердость, прочность и износостойкость стали, т. е. обеспечиваются свойства инструмента, необходимые для резаиия или деформирования. Следовательно, теплостойкость характеризует способность инструмента сопротивляться изменению структуры и свойств рабочей кромки инстру­мента при разогреве в процессе эксплуатации. Теплостойкость также определяет стойкость стали против отпуска.

По теплостойкости стали разделяют иа иетеплостойкне, полутелло — стойкие, теплостойкие. Нетеплостойкие стали сохраняют высо­кую твердость и другие свойства до температуры иагрева 200—300 cC, полутеплостойкие до 400—500cC, а теплостойкие выше 550—600°С (рис. 207). Увеличение температуры теплостойкости сущест­венно повышает срок службы инструмента. Так, повышение температу­ры теплостойкости быстрорежущей стали с 610 до 640 °С увеличивает срок службы режущего инстру­мента в 2—3 раза, а до 700 °С в 10—15 раз.

Прокаливаемость инструмен­тальных сталей характеризует твердость инструмента по сече­нию; оиа определяется устойчи­востью переохлажденного аусте­нита. От прокаливаемости стали во многом зависит и ее закали­ваемость, т. е. твердость иа по­верхности инструмента после за­калки.

По прокаливаемости инстру­ментальные стали делят иа ста­ли неглубокой прокали­ваемости (углеродистые и низ­колегированные) и стали глу­бокой прокаливаемости (легированные и высоколегирован­ные) .

Кроме перечисленной класси­фикации по свойствам, инструмен­тальные стали классифицируют также по составу, структуре и назна­чению.

По составу инструментальные стали, как и другие, подразделяют на углеродистые, низколегированные, легирован­ные и высоколегированные.

По структуре в равновесном состоянии, определяемой составом ста­лей, — иа доэвтектоидиые, заэвтектоидиые и ледебу­рит н ы е. Большинство инструментальных сталей являются заэвтекто — идными и ледебуритными. Как правило, такие стали имеют высокую твердость и низкую вязкость. Меньшее число инструментальных сталей являются доэвтектоидными. Оии обладают повышенной твердостью н повышенной вязкостью.

По назначению инструментальные стали делят на стали для режущих инструментов, штамповые стали для хо­лодного деформирования; штамповые стали для горячего деформирования, стали для измеритель, ного инструмента.

Рнс. 207. Изменение твердости при от­пуске нетеплостойкой (У 12), полутеп­лостойкой (Х12Ф1) и теплостойкой (Р18) сталей (Ю. А. Геллер)

При дальнейшем рассмотрении инструментальных сталей классифи­кация по назначению принята в качестве основной.

2. Ферритные хромистые и хромоалюминиевые стали

К этой группе сталей отнесены высокохромистые стали на основе 13—28 % Cr, которые при достаточно низком содер­жании углерода или легирования их ферритообразующими элементами имеют однофазную ферритную структуру. Эти стали применяют для изготовления теплообменников, де­талей аппаратуры химических производств, печного обору­дования и других изделий, которые не испытывают значи­тельных нагрузок и работают при высоких температурах длительное время.

Хромоалюминиевые стали главным образом применяют в виде ленты и проволоки, используемой в качестве нагре­вательных элементов бытовых приборов, печей, реостатов и окалиностойких труб и арматуры. Они имеют высокое омическое сопротивление в широком интервале температур. Для сохранения в сталях однофазной ферритной структу­ры необходимо достаточно строго выдерживать соотноше­ние аустенитообразующих и ферритообразующнх элемен­тов. Чтобы определить пределы минимального содержания хрома в этих сталях, можно использовать следующую фор­мулу (Ф. Ф. Химушин):

СгЭКв = %Сг + 4 % Si — 22 % С — 0,5% Mn — — 1,5% Ni — 30% N. (51)

Чем выше содержание хрома, алюминия и кремния в сталях, тем больше температуры, при которых они сохра­няют требуемые эксплуатационные свойства.

Легирование сталей этого типа преследует цель повы­шения жаростойкости путем введения таких элементов, как алюминий и кремний, а также связывание углерода в спе­циальные карбиды такими элементами, как Ti, Nb, Mo, Zr, что препятствуют обеднению твердого раствора хромом, предотвращает чрезмерный рост зерна при нагреве. Эф­фективность действия карбидообразующих элементов про­является тогда, когда весь углерод связывается в специ­альные карбиды. Так, в стали типа Xl7 при содержании углерода ОД % требуется 0,5—0,6 % Ti или 1,0—1,2% Nb, т. е. отношение Ti/C=5^6, a Nb/C = 10-M2.

При введении кремния в высокохромистые жаростойкие стали резко возрастает склонность к росту зерна; кремний улучшает их литейные свойства и свариваемость, повыша­ет жаростойкость, особенно в средах с повышенным содер­жанием серы.

Таблица 44. Окалииостойкость и механические свойства некоторых жаростойких сталей ферритиого класса

Марка стали

Режим термической обработки, 0C

W °С

‘исп> 0C

«V

МП а

Б, %

Ф. %

08X17Т

Нормализация 760—780

950—1000

20

500

20

50

|ЭИ645)

J

400

370

21

65

600

220

34

12X17

» 760—780

900—950

20

520

28

70

600

200

60

700

85

68

97

900

25

60

98

15Х25Т

» 760—780

1150

20

450

20

45

700

77

48

93

800

26

104

99

1000

11

148

99

1100

8

139

99

15X28

» 780—800

1250

20

520

30

45

600

140

62

800

30

104

1000

10

148

—-

1100

9

140

1Х13Ю4

Отжиг 720—740

1200

20

580

23

48

05Х23Ю5

» 760—780

1260

20

820

16

52

05Х27Ю5

» 760

1300

20

620

1000

70

8

Стали ферритного класса обладают невысокой проч­ностью и жаропрочностью, высокой пластичностью и удов­летворительными технологическими свойствами. Механиче­ские свойства, окалииостойкость и режимы термической об­работки основных промышленных марок ферритных сталей приведены в табл. 44.

345

Изделия из хромоалюминиевых сталей (содержание Al от 3,5 до 5,8 %) устойчивы в атмосфере воздуха, в среде сернистых газов, но резко теряют работоспособность в вос­становительных средах, содержащих окись углерода, пары воды, а также хлорсодержащих средах. При длительной

22—970 работе в азотсодержащих средах образуются нитриды алю миния, которые устойчивы до высоких температур и не: оказывают вредного влияния на свойства сталей.

Хромистые и хромоалюминиевые стали имеют крупный, недостаток: они могут охрупчиваться в процессах техноло— гических нагревов и длительных выдержек при повышен-! ных температурах во время эксплуатации (рис.202). В них возможна хрупкость при выдержках при температурах 450—500′С («хрупкость 475 °С»), хрупкость при 600—

Время, ч Температура испытания°С

Рис. 202. Влияние длительности выдержки при 475 "С (а) и темпе­ратуры испытания (б) иа механические свойства стали 15X27

800 °С, (в связи с образованием 0-фазы) и хрупкость вслед­ствие образования чрезмерно крупных зерен, например при сварке (см. гл. XXI, п. 5).

Хрупкость хромистых ферритных сталей трудно, а часто и невозможно устранить последующей обработкой, что су­жает возможности их практического использования и на­кладывает ограничения на технологические операции. Так, ковку и прокатку ферритных сталей следует проводить при температурах ниже 1150 0C и заканчивать при возможно более низкой температуре, чтобы получить мелкое зерно. Все операции гибки, правки необходимо проводить в по­догретом до 150—250 0C, особенно при работе с холоднока­таными полуфабрикатами.

3. Мартенситные хромокремнистые стали

Жаростойкие стали, имеющие повышенное содержание уг­лерода (до 0,5—0,8 %) и легированные совместно хромом и кремнием, имеют после закалки или нормализации мар — тенситную структуру и обычно называются сильхрома — м и. Они обладают хорошим сопротивлением газовой кор­розии в продуктах сгорания различных топлив и высокой износостойкостью при трении и ударных нагрузках.

Стали 15Х6СЮ (0,15 % С; 1,2—1,8 % Si; 5,5—7,0 % Cr; 0,7—1,1 % Al) и 40Х9С2 (0,35—0,45% С; 2,0—3,0% Si; 8,0—10,0 % Cr) отжигают при 850—870 °С.

Сталь 40Х10С2М (0,35—0,45% С; 1,9—2,6% Si; 9,0— 10,5% Cr; 0,7—0,9 % Mo) подвергают закалке с IlOO0C и отпуску при 740 "С.

Сталь 30Х13Н7С2 (0,25—0,34 % С; 2,0—3,0 % Sh, 12,0— 14,0 % Cr; 6,0—7,5 % Ni)— закалке с 1050 0C и отпуску при 660—680 °С.

Сталь 70Х20Н2С2ХВ (0,8 % С; 2,0 % Si; 21,0 % Cr; 1,5% Ni)—закалке с IlOO0C и старению при 780—800°С.

Основное назначение сталей этой группы — клапаны ав­томобильных, тракторных и авиационных двигателей сред­ней мощности. К клапанным сталям предъявляется ряд специфических требований: сохранение высокой твердости и прочности при рабочих температурах (до 7000C), хоро­шая сопротивляемость действию теплосмен и усталости, высокое сопротивление газовой коррозии в продуктах сго­рания жидкого топлива.

Кроме того, сильхромы используют в качестве жаро­стойких сплавов для изготовления регуляторов, теплооб­менников и колосниковых решеток в котельном и химиче­ском машиностроении.

Требуемые свойства в-сталях типа сильхромов обычно достигаются совместным введением хрома (6—14%) н кремния (1—3 %), которые позволяют получить высокое сопротивление газовой коррозии, а повышенное содержание углерода обеспечивает возможность закалки этих сталей и получение высоких значений твердости и износостойкости. Введение молибдена повышает жаропрочность и препятст­вует развитию отпускной хрупкости сталей. В стали, имею­щие высокое содержание хрома (например, при 21—23 %), вводят еще больше углерода или никель для расширения у-области и, следовательно, возможности закалки стали на мартенсит.

Присутствие в сильхромах большого количества хрома, кремния и углерода существенно повышает критические точки сталей. Так, критические точки стали 40Х9С2 AC1== =900 0C, ЛC3=970 0C, Art=810 °С, Аг3=8700C.

22*

347

Большинство современных сильхромов обрабатываются на мартенситную структуру (твердость после закалки HRC 50—56), для чего их закаливают от температур 1000—1050 0C. При нагреве до более высоких температур у этих сталей резко проявляется склонность к росту зерна что может приводить к хрупкости, связанной с грубозернис­той структурой и нафталинистым изломом. Такой вид хрупкости в сильхромах обычно удается устранить повтор — ‘ ной обработкой (фазовой перекристаллизацией).

Сильхромы также подвержены отпускной хрушшсти при медленном охлаждении после отпуска от 700—800°С, при­чем процесс охрупчивания развивается в интервале 500— 600 °С. Этой хрупкости можно избежать с помощью быст­рого охлаждения (в масле или воде) или путем легирова­ния стали молибденом.

Таким образом, термическая обработка сильхромов со­стоит чаще всего из закалки на мартенсит и высокого от­пуска. Для каждой стали важно точно установить темпера­турный интервал нагрева под закалку. Перегрев может вызвать значительный рост зерна и нафталинистый излом, а недогрев (т. е. неполная закалка)—образование двух­фазной структуры, состоящей из хромистого феррита и мар­тенсита, что резко снижает пластичность и жаропрочность сталей. Температура отпуска зависит от условий работы детали и необходимой твердости стали.

Подверженность сильхромов различным видам хрупко­сти накладывает отпечаток и на технологию горячей об­работки давлением. Штамповка может производиться как в у-области (1050°С), так и в а-состоянии (ниже 9300C), но предпочтительнее деформация при пониженных Темпе­ратурах.

Жаропрочные свойства сильхромов достаточно высоки до 600 0C, а при более высоких температурах резко снижа­ются.

В данном разделе уместно рассмотреть и некоторые другие клапанные стали. В первую очередь это относится к сталям типа 40X23H4M3C. Стали этого типа содержат не­большие количества кремния (~1 %), но имеют высокое содержание хрома (22—24 % Cr), повышенное содержание молибдена (2,5—3,3%) и никеля (4—6%). После закалки от температур 1050—1150°С в структуре сталей обнаружи­вается примерно равное количество б-феррита и аустенита и некоторое (3—5 %) количество карбидной фазы в основ­ном типа (Fe, Сг)2зСб. Затем стали подвергают старению при температуре 780—800 °С, в процессе которого выделя­ется значительное количество 0-фазы и резко повышается твердость сталей.

Интересно отметить, что стали данного типа представ­ляют редкий случай использования упрочнения, возникаю­щего при образовании 0-фазы для обеспечения требуемых эксплуатационных свойств, сохранения высокой твердости, износостойкости и сопротивления термической усталости при температурах до 800—850 °С, что объясняет широкое применение сталей этого типа для изготовления клапанов автомобильных и авиационных двигателей.

В интервале 650—950 °С существует прямая зависимость между твердостью и количеством 0-фазы в структуре стали (рис. 203). Установлено, что 0-фаза образуется в основном из б-феррита, причем при 800 0C — температуре максималь­ной скорости образования 0-фазы — за 150 ч происходит практически полное превращение 6-мт+у и в структуре стали может присутствовать свыше 30 % 0-фазы. При об­разовании 0-фазы (которая обогащена хромом, молибде­ном, кремнием) в 6-феррите образуются зоны с понижен­ной концентрацией ферритообразующих элементов, что приводит к 6-*7-превращению. Таким образом, термичес­кая обработка этих сталей состоит из закалки от темпера­тур порядка IlOOcC и старения при 780cC в течение 15— 20 ч. После такой обработки стали приобретают высокую твердость (до HRC 48—52), которая сохраняется до темпе­ратур порядка 800 0C на более высоком уровне, чем у кла­панных сталей других марок.

Недостатком этих сталей является их низкая ударная вязкость по сравнению с другими сильхромами и узкие температурные интервалы при горячей обработке: при пе­регреве сталей снижается их способность к упрочнению, а при недогреве могут образоваться трещины и повысится хрупкость.

4. Аустенитные стали и сплавы

В качестве жаростойких сталей аустенитного класса глав­ным образом применяют стали на хромоникелевой основе. Эти стали не имеют больших преимуществ по жаростойко­сти перед высокохромистыми сталями ферритного класса, но выгодно отличаются от них по уровню механических свойств, в том числе жаропрочных, технологичности (спо­собности к глубокой вытяжке, штамповке, свариваемости), они также менее склонны к охрупчиванию после длитель­ных выдержек при высоких температурах.

Недостатком сталей этого класса является их сравни­тельно высокая стоимость, использование в больших коли­чествах дефицитного никеля, низкие теплопроводность и сопротивление газовой коррозии в средах, содержащих S.

Универсальные аустенитные стали типа 18-8, в том чис­ле 08Х18Н9Т, 12Х18Н9, 12Х18Н9Т, используют в качестве жаростойкого материала для выхлопных систем, труб, листовых и сортовых деталей при температурах 600—800 °С и невысоких нагрузках.

Повышение жаростойкости аустеннтных сталей достига­ется увеличением содержания в стали хрома, никеля, а также дополнительным легированием кремнием.

Как указывалось выше, повышение содержания таких ферритообразующих элементов, как хром и кремний, вы-

Рис. 203. Изменение горячей твердости HB после изотермической выдерж­ки при 760 °С (а) и зависимость твердости HRC от количества а-фазы (б) в стали 40X23H4M3C (Р. Могфорд, Ф. Болл, Р. Браун)

Нуждают для сохранения аустенитной структуры значитель­но увеличивать содержание никеля. Так, в сталях с 22— 25 % Cr должно содержаться не менее 17—20 % Ni (при содержании углерода 0,1—0,2 % (например, сталь 10Х23Н18). При увеличении содержания хрома до 24— 27 % и введении 2—3 % кремния необходимо иметь в стали 19—21 % никеля (сталь типа 20Х25Н20С2). Отметим, что эти стали более склонны к охрупчиванию благодаря обра­зованию 0-фазы в интервале 600—800 °С.

В качестве жаростойких материалов для работы в на­углероживающих средах до IlOO0C (например, печные кон­тейнеры и арматура) используют стали с повышенным со­держанием углерода (сталь 36Х18Н25С2). Иногда для ста­билизации аустенитной структуры и в дополнение и частич­но для замены никеля вводят марганец (6—10%) и азот <0,3—0,4%), например, в стали 12Х25Н16Г7АР, 55Х20Г9АН4. Термическая обработка аустеннтных жаро­стойких сталей заключается обычно в закалке от темпера­тур 1000—1050 0C.

В качестве жаростойких сплавов повышенной жаропроч­ности, более надежных и почти не склонных к охрупчива — нию, обладающих высокими технологическими свойствами, в авиационной промышленности (камеры сгорания, жаро­вые трубы) используют железоникелевые сплавы с добав­ками молибдена (до 3,3 %), вольфрама (до 3,5 %). титана (до 1,2%), например сплав ХН38ВТ (0,1 % С, 21 % Cr, 38 % Ni, 3,0% W, 1 % Ti) и сплав ХН28ВМАБ (0,1 % С, 21 % Cr, 28 % Ni, 5 % W, 3 % Mo, 1 % Nb, 0,15 % N).

2100 § 1900

O3- 1700 ^ 1500

Г\_770°С

770 0C

* ПО

1

——

/У \

Ч 105

Illl

Illl

100 300 500 700

100 300 5ОС 700 Torn,0O

Рис. 204. Зависимость удельного электросопротивления р и твердости HB сплава Х20Н80 от температуры отпуска после закалки с 770 и 1100 "С (Б. Г. Лифшнц)

В сплавах этого типа в интервале 350—550 0C обнару­жено возникновение так называемого К-состояния, кото­рое сопровождается изменениями микроструктуры, возрас­танием электросопротивления, теплоемкости и твердости (рис. 204). Считается, что по своей природе это превраще­ние протекает внутри твердого раствора и заключается в локальном упорядочении с образованием устойчивых ком­плексов титана и хрома вокруг атомов никеля (Б. Г. Лив­шиц). При более высоких температурах нагрева /(-состоя­ние разрушается.

Положительное влияние на долговечность и работоспо­собность никельхромовых сплавов оказывает микролегиро­вание их щелочноземельными и редкоземельными металла­ми (Ca, Mg, Ce, Th при содержании до 0,1—0,3 %). Их влияние обычно связывают с рафинирующим действием на вредные примеси. Так, установлено, что при введении Ca, Mg, Ce сера связывается в тугоплавкие сульфиды.

Для ответственных деталей (камер сгорания, жаровых труб и др.) в газотурбостроении используют сплав ХН60ВТ (ЭИ868), который содержит 25% Cr и 15% W, введение последнего значительно повысило жаропрочность у-твердо — го раствора без заметного уменьшения пластичности и тех­нологичности сплава.

Определенное распространение, особенно за рубежом, получил сплав на никелевой основе, легированный 15 % Cr и 7 % Fe, которые изготавливают с применением феррохро­ма, что позволяет экономить дорогостоящий металлический хром. Этот сплав (по американской терминологии инко — нель) имеет хорошую технологичность, по свойствам бли­зок к нихромам типа 80-20 и применяется после отжига при температурах 760—980 0C.

Термическая обработка этих сплавов, которые можно отнести к сплавам с невысоким уровнем дисперсионного уп­рочнения, обычно заключается в закалке от 1100—1120 0C с охлаждением на воздухе. Дисперсионное упрочнение их происходит в процессе эксплуатации при рабочих темпера­турах (800—IOOO0C). Сплавы на железоникелевой основе имеют после закалки невысокие прочностные свойства (0в==55О—700 МПа) и хорошую пластичность (6=45%).

. Жаростойкие сплавы на никельхромовой основе (ни­хромы) получили значительное распространение в качестве материалов для работы при 800—IlOO0C, а при кратковре­менной работе до 1200 0C. Эти сплавы применяют для из­готовления деталей газовых турбин, не испытывающих больших рабочих нагрузок и работающих при высоких тем­пературах (камеры сгорания, жаровые трубы, нагреватель­ные элементы электрических печей и других деталей).

Сплавы представляют собой в основном твердый раствор хрома в никеле с г. ц. к. решеткой, слабо упрочняются при термической обработке, имеют высокую пластичность, высокое электросопротивление и хорошие технологические свойства.

Содержание хрома в этих сплавах обычно составляет 15—27%. В качестве элементов, дополнительно повышаю­щих жаростойкость, применяется Al (до 3,5%). Введение алюминия существенно повышает жаростойкость и жаро­прочность, но снижает пластичность (особенно в интервале 700—8000C) и технологичность сплавов.

Легирование сплавов этого типа также преследует цель несколько повысить прочность при комнатной температуре, жаропрочные свойства, что достигается введением титана, молибдена, ниобия в небольших количествах, а также вольфрама. Вольфрам является благоприятным легирую­щим элементом, так как он повышает температуру солиду­са и жаропрочность сплавов и почти не ухудшает их жаро­стойкости. Введение этих элементов обусловливает образо­вание некоторого количества упрочняющих интерметал­лидных фаз.

Часть ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ СТАЛИ

К инструментальным относят стали, при­меняемые для обработки материалов ре­занием и давлением и обладающие опреде­ленными свойствами (твердостью, тепло­стойкостью, износостойкостью и др.) в усло­виях эксплуатации.

1. Газовая коррозия и основы жаростойкого легирования

Процесс окисления является наиболее распространенным случаем газовой коррозии, хотя в практике встречаются и другие виды коррозии при высоких температурах — сернис­тая, водородная и др.

Газовая коррозия — это самопроизволь­ный химический процесс, движущей си­лой которого является термодинамиче­ская неустойчивость металлов во внеш­ней среде при данных внешних условиях: давлении, температуре, составе среды и др. Следовательно, при газовой коррозии металл переходит в более устойчивое окисленное состояние за счет того, что окислительный компонент среды, отнимая у металла ва­лентные электроны, одновременно вступает с ним в химиче­ское соединение — продукт коррозии (окисел), который об­разует на поверхности металла окисную пленку.

(50)

Для характеристики сплошности образующихся пленок важно соотношение между объемами окисла и металла:

V0JVM, = MdlnDA

Где Л — атомная масса металла; d — плотность металла; M — молекулярная масса окисла; п — число атомов метал­ла в молекуле окисла; D — плотность окисла.

Сплошность пленок определяет их защитные свойства. Достаточно хорошими защитными свойствами могут обла­дать пленки, удовлетворяющие соотношению

> V0JVm >1.

Данные о соотношении объема окисла к объему метал­ла приведены в табл. 42.

Таблица 42. Соотношение объемов окисла и металла

Металл

Окисел

V0K! V Me

Металл

Окисел

VOK ‘vMe

Li Na Mg Ni Со Fe Fe Fe

LiO2

Na2O

MgO

NiO

CoO

FeO

Fe3O4

Fe2O3

0,57 0,59 0,79 1,52 1,75 1,77 2,14 2,09

Cu Al Zr Nb Cr Mo W

Cu2O Al2O3 ZrO2 Nb2O5 Cr2O3 MoO3 WO3

1,67 1,31 1,60 2,81 2,02 3,45 3,36

Защитные свойства пленок определяются рядом факто­ров, из которых сплошность является необходимым, но не­достаточным условием.

Окалина, образующаяся на железе и сталях при нагре­ве в воздухе или кислородсодержащих средах, состоит из трех слоев: вюстита FeO, магнетита FeeO.! и гематита Fe2Os. Ниже 575 0C вюстит не образуется, а с повышением темпе­ратуры его количество резко возрастает, составляя выше 750 0C 94—95 % всей окалины. Вюстит FeO представляет собой твердый раствор вычитания с дефицитом атомов же­леза; скорость окисления при наличии этого окисла резко возрастает.

Если сплошные пленки окислов являются защитными, т. е. затрудняют перемещение ионов металла и окислителя друг к другу, то рост таких пленок идет с самоторможени­ем процесса по мере утолщения пленки (рис. 198). Про­цесс роста сплошных пленок является сложным и состоит из нескольких стадий, протекающих последовательно: ад­сорбция кислорода, его ионизация, диффузия ионов метал­ла и кислорода через пленку, реакция образования окисла, изменение состава поверхностных слоев.

Скорость процесса окисления зависит от многих факто­ров, главными из которых являются: физико-химические свойства окислов (устойчивость, температура плавления, плотность, адгезивные свойства, летучесть, пластичность); скорость диффузии ионов кислорода и металла через плен­ку и скорость реакции образования окисла; кристалличе­ское и размерное соответствие решеток сплава и окисла.

Высокотемпературное окисление, контролируемое диф­фузионными процессами переноса ионов металла и кисло-


Рис. 198. Схема образования спло­шной окисной пленки на металлах <Н. П. Жук)

Рис. 199. Изменение изобарно-изотер — мического потенциала AG окислов ме­таллов при разных температурах


Рода через окнсную пленку, описывается параболическим или кубическим законами.

Для объяснения закономерностей такого окисления предложены ионно-электронные теории, которые справед­ливы для многих металлов в широком диапазоне темпера­ми

Суть этих теории заключается в том, что процесс окис­ления контролируется диффузией ионов металла и кислоро­да и электронов по различным механизмам (диффузией по междоузлиям, диффузией вакансий, переносом электронов по междоузлиям и «электронным дыркам»), а также с уче­том скорости химических реакций окисления.

При окислении сплавов, состоящих из двух или более компонен­тов, в первую очередь окисляется менее благородный компонент, т. е. термодинамически менее устойчивый, что можно оценить по значениям изменения изобарио-изотермического потенциала AG.

Более отрицательное значение изобарно-изотермического потенциа­ла указывает на большую реакционную способность (химическое срод­ство) металла и более высокую термодинамическую устойчивость про­дукта коррозии металла — окисла (рис. 199).

При окислении сплавов, содержащих компоненты с различной тер­модинамической устойчивостью (разным сродством к кислороду) может наблюдаться также явление внутреннего окисления (например, в систе­мах Fe-Al, Fe—Cr, Mi—Al, Ni—Cr, Ni—Fe, Ni-Ti и др.). Это явление заключается в образовании зон, состоящих из твердого раствора кис­лорода и окислов менее благородного компонента.

Образование зоны внутреннего окисления связано с диффузией кислорода вглубь сплава и диффузией легирующего компонента к по­верхности. При встрече образуются частицы окислов легирующего эле­мента в матричном металле.

Для осуществления внутреннего окисления необходимо, чтобы мат­ричный металл мог в достаточной степени растворять кислород, причем скорость диффузии кислорода должна быть значительно выше, чем скорость диффузии легирующего элемента.

Считается, что внутреннее окисление может оказывать положитель­ное влияние на некоторые свойства сплавов. Выделение тонких частиц окислов в металлической фазе упрочняет поверхностный слой, затрудня­ет рекристаллизацию, улучшает сцепление окалины со сплавом (кото-, рая укореняется или заклинивается). Некоторые авторы связывают с таким механизмом положительное влияние р. з. м. на жаростойкость сплавов.

Процесс внутреннего окисления также используют в технологии по­лучения дисперсиоупрочненных материалов, когда в порошках, приме­няемых для их изготовления, наиболее дисперсными и равномерно рас­пределенными являются окнсные фазы.

При образовании на металлах и сплавах окисных пле­нок в ннх могут возникать следующие напряжения: 1) внут­ренние сжимающие, так как рост пленки сопровождается увеличением объема (V0K>VVe); 2) внутренние напряже­ния прн изменении температуры вследствие разли­чия коэффициентов теплового расширения металла и окнсла; 3) внутренние напряжения на неровной поверхно­сти; 4) напряжения от служебных нагрузок деталей.

Все эти напряжения вызывают деформацию и разруше­ние окисных пленок, снижают нх защитные свойства.

На многих сплавах, особенно сложнолегированных* часто образуются двойные окнслы типа шпинелей, которые оказываются значительно устойчивей, чем простые окислы компонентов сплава.

Так, при окислении легированных сталей возникают шпннелн типа FeCr2O4, FeAl2O4, NiCr2O4 и др. В элементар­ной ячейке шпинели узлы заняты кислородом и имеются 32 окта — н 64 тетраэдрнческне поры, в которых располага­ются ноны металлов.

Высокие защитные свойства двойных окислов со шпи — нельной структурой В. И. Архаров связывает с плотностью упаковки этих структур. Защитные свойства этих окислов тем выше, чем меньше параметр решетки.

Следовательно, прн создании жаростойких сплавов сле­дует учитывать не только плотность р и диффузионную про­ницаемость окисных слоев, но также их физико-механиче — скне свойства (прочность, пластичность, различие коэффи­циентов линейного р, и объемного расширения металла и окисла) и характер адгезивных связей пленки с металлом (табл. 43). Множество теоретических и экспериментальных

Таблица 43. Свойства некоторых окислов, образующихся в жаростойких сталях

Металл

Olc-W

Окисел

Р, г/см*

‘ил — °с

T, 0C

СП’

Fe

11,2

FeO

5,9

13,4

1377

720

Fe

Fe3O4

5,2

1527

810

Fe

Fe2O3

5,2

1565

840

Cr

8,1

Cr2O3

5,2

9,6

2275

1260

Al

22,9

Al2O3

3,9

8,0

2050

1160

Si

SiO2

43 (300 0C)

2,5

1700

880

Ti

8,4

TiO2

8,2

1577 ‘

¦ —

Ni

12,4

NiOa

12,4

1975

Работ, посвященных жаростойкости, позволяет выделить трн наиболее важные причины повышения жаростойкости при легировании сталей и сплавов: 1) ноны легирующего элемента входят в решетку окисла основного компонента, уменьшая его дефектность н диффузионную проницаемость; 2) легирующий элемент образует на поверхности сплава свой защитный окисел, препятствующий окислению основ­ного металла; 3) легирующий компонент с основным ме­таллом образует двойные окнслы типа шпинелей, обладаю­щие повышенными защитными свойствами.

Этн факторы не исключают друг друга, а дополняют и дают возможность обосновать существующие, а также бо­лее рационально разрабатывать новые жаростойкие сплавы.

Основными легирующими элементами, повышающими жаростойкость сталей, являются хром, кремний и алюми­ний.

При легировании сталей хромом жаростойкость резко повышается (рнс. 200), что связано с образованием на поверхности сталей прочной и тугоплавкой окиси хрома CrjO3 или оккслов шпянельиого типа.

В сталях CrjO3 образуется только при высоких содержаниях хрома (больше 30 %), а при более низких концентрациях образуются твердые растворы Fe2O3 и Cr2O3. В хромистых сталях не обнаруживается вюстит (FeO) до 700 °С, что говорит о значительном повышении температуры превращения Fe0-»-Fe203.

Сопротивление окислению хромистых сталей сравнительно мало за­висит от содержания углерода. Например, изменение содержания угле рода от 0,1 до 1,7 % в стали с 20 % Cr почти не влияет на жаростой­кость. Поэтому пониженное содержание углерода в жаростойки сталях связано с требованиями обеспечения ферритиой структуры и тех­нологических свойств, а не с жаростойкостью. Железохромистые стали более стойки в средах, содержащих серу, чем хромоникелевые стали ш сплавы иа никелевой основе.

Кобальт может образовывать окислы CoO и Co3O4 и занимает по жаростойкости промежуточное положение между железом и никелем. Легирование кобальтом мало изменяет жаростойкость сталей.

N

^ 30

«\э

I 20

I

Ш70 !

500 700 900 1100 800 900 1000 1100 1200 Температура испытания, 0C

Рис. 200. Влияние хрома (а), никеля и кремния (б) на жаростойкость сталей. (Ф. Ф. Хнмушин):

1 — углеродистая сталь; 2 — 5 % Cr; 3—13 % Cr; 4—17 % Cr; 5 — 25% Cr; 6 — 30 % Cr; 7 —18 % Сг+1 % Si; «—18% Cr+40 % N1+1 % Si; 9 — 25% Сг+20 %№+¦ + 1 % Si; 10 — 25% Cr+20% Ni+2,5 % Si; Л— 30% Cr; 12 — нихром 80—20

Никель обладает более высокой жаростойкостью, чем железо в окислительных средах. Никель образует только окисел NiO, который в отличие от вюстита FeO имеет в структуре мало вакансий, что за­трудняет диффузию через пленку окисла.

Положительное влияние никеля на жаростойкость сталей заметно при достаточно больших содержаниях его, обычно выше 10—12 %. Счи­тается, что максимальное сопротивление окислению при температурах 800—1200 0C у Cr—Ni сталей может быть получено в достаточно широ­ком интервале концентрационных соотношений хрома и никеля, при этом чем выше содержание хрома, тем меньше необходимо никеля для достижения высокой жаростойкости.

Кремний существенно повышает жаростойкость в окислительных средах, а в атмосфере водяных паров его влияние незначительно. Обра­зующийся при введении кремния окисел имеет хорошую жаростойкость, однако при наличии больших количеств кремния снижается температу­ра спекания (?Сп) окислов и температура их плавления. При малых со­держаниях кремния (до 4 %) окисел SiO2 не обнаруживается, но обра­зуются силикаты с малой диффузионной проницаемостью. Поэтому со­держание кремния в жаростойких сталях ие превышает обычно 2—3 %, что позволяет понизить содержание хрома и никеля и обеспечить до­статочный уровень жаростойкости.

Алюминий весьма эффективно повышает жаростойкость железа и хромистых сталей. Хромистые стали с алюминием обладают очень вы­сокой жаростойкостью и могут работать при температурах до 1300— 1400 0C (рис. 201). Наиболее эффективно для повышения жаростойкости введение 5—8 % Al. Чем выше содержание хрома, тем меньше иужио вводить алюминия для получения требуемой жаростойкости. В процессе работы наблюдается преимущественная диффузия алюминия в поверх­ностные слои и восстановление окисных пленок. В результате защитные свойства окислов этих сплавов сохраняются длительное время, но со­держание алюминия в процессе работы постоянно понижается. Кремний н алюминий оказывают также положительное влияние на жаростой­кость нихромов при введении их в количестве до 2—3 %, что связыва-

Температура испытания, "С

Рис. 201. Влияние хрома и алюминия на жаростойкость сталей (Ф. Ф. Химушин):

/ — 20 % Cr; 2 — 30 % Cr; 3 — 40 % Cr; 4 — 25 % Сг + 1,5 % Al; 5 — 10 % Сг + 5 % Al; 5-30% Сг+5% Al; 7-15% Сг+5 % Al; 8- 25% Сг+5 % Al; 9-40% Cr+ + 10 % Al; 10 — 65 % Cr +10 % Al

Ется с легированием этими элементами двойных окислов никеля и хрома.

Ванадий, молибден и вольфрам оказывают отрицательное влияние на жаростойкость сталей и сплавов вследствие образования окислов с низкими температурами плавления и испарения.

Так, молибден может образовывать окисел MoO3 с температурой плавления 795 0C, а ванадий — окисел V2O5 с температурой плавления 658 "С. Температуры плавления и испарения окислов вольфрама и его отрицательное влияние проявляется при более высоких температурах испытания (выше IOOOcC).

Введение этих элементов вызывает образование пористой, рыхлой окалины, которая не обладает защитными свойствами. В сплавах на ии — кельхромовой основе отрицательное влияние молибдена проявляется менее заметно, особенно при повышенном (~ 20 %) содержании хрома. Это объясняется тем, что в присутствии больших количеств никеля и хрома молибден ие образует летучих окислов, а входит в состав двой­ного окисла NiO-MoO4 и молибдата никеля. ] Влиявие марганца на жаростойкость сталей и сплавов считается от-, рицательным, что проявляется при высоких температурах испытаний (выше 800 cC) в образовании рыхлой и хрупкой окалины. Однако рабо­ты О. А. Банных с сотрудниками показали перспективность использова­ния хромомарганцевых ауетеиитиых сталей с алюминием в качестве жаростойких и жаропрочных материалов, работающих до 900 0C.

2. Легирование сплавов на никелевой основе

Современные жаропрочные сплавы на никелевой основе имеют очень сложный состав: в них входят до 7—9 основ­ных легирующих элементов и большое количество приме­сей, содержание их следует контролировать в сплаве.

Никель образует твердые растворы со многими элемен — тами, что обусловливает значительные возможности дости­жения высокой жаропрочности сплавов на его основе. Тем­пературная зависимость растворимости некоторых элемен­тов приведена на рис. 192. При 1000°С кобальт, железо, марганец и медь образуют неограниченные твердые раст­воры, а такие тугоплавкие металлы, как хром, вольфрам, молибден, тантал, ниобий, ванадий, — ограниченные твер­дые растворы с различными об­ластями гомогенности. Раствори­мость при 1000°С таких элемен­тов, как титан и алюминий, со­ставляет соответственно 10 и 7 %.

Важно отметить, что раство­римость легирующих элементов в многокомпонентных сплавах на основе никеля может сущест­венно различаться в сторону уменьшения от значений, полу­ченных, при изучении бинарных сплавов никель — легирующий элемент.

Многие из легирующих эле­ментов, растворимые в никеле — или нихроме, являются эффектив­ными упрочнителями и повышают сопротивление ползуче­сти сплавов на основе никеля (см. рис. 180).

Несмотря на сложность составов жаропрочных никеле­вых сплавов, можно сформулировать следующие основные принципы, используемые при их создании:

1. Жаропрочные сплавы представляют собой основной (матричный) у-твердый раствор на хромоникелевой осно­ве, легированный кобальтом и тугоплавкими элементами- упрочнителями (Mo, W, Nb), причем наиболее эффективно» влияние оказывает на жаропрочность именно комплексное введение легирующих элементов. Содержание этих леги­рующих элементов в сплаве зависит от его назначения Я экономической целесообразности.

2. В сплавах обязательно присутствуют титан, ниобий к алюминий (суммарно до 8—10 %), которые в основном обе­спечивают образование главной упрочняющей фазы этих сплавов "у’-фазы.

10 20 30 Ю 50 Элемент,% (по массе)

Рис. 192. Температурная зависи­мость растворимости легирую­щих элементов в никеле (М. В, Приданцев)

3. Присутствующие в сплавах хром и алюминий обеспе­чивают сопротивление окислению и газовой коррозии

Вследствие образования защитных пленок, богатых окисла­ми Cr2O3 и Al2O3.

4. Углерод содержится в сплавах в небольших количест­вах (обычно 0,08—0,12 %), образуя карбиды и карбонитри — ды. Существенное влияние оказывает также бор, который вводится в сплавы в количестве 0,005—0,015 % В и образует бориды типа MeB2. Кинетика выделения и морфология кар­бидных и боридных фаз при кристаллизации, термообра­ботке и в процессе эксплуатации также в значительной сте­пени определяет жаропрочность сплавов на никелевой ос­нове.

5. Важное значение имеют в никелевых сплавах легко­плавкие примеси (Pb, Cd, Ag, Bi, Sb, S), содержание ко­торых следует ограничивать, так как они снижают их жа­ропрочные и технологические свойства. Уменьшение коли­чества примесей возможно благодаря применению чистых шихтовых материалов, введению р. з. м. и обработке рас­плавов специальными шлаками, применением различных методов специальной металлургии (ЭШП, ЭЛП, ВДУ и ДР-)-

Таким образом, жаропрочность, жаростойкость и другие характеристики сплавов на никелевой основе связаны с оп­тимизацией их состава по соотношению легирующих эле­ментов, входящих в матричный у-твердый раствор и упроч­няющие интерметаллидные, карбидные и боридные фазы, а также с уровнем содержания вредных легкоплавких при­месей.

Выбор состава сплава следует проводить с учетом его рабочей температуры, напряжений, агрессивности среды, ресурса и режима работы.

В сплавы, предназначенные для работы при сравнитель­но невысоких температурах (750—850°С) длительное вре­мя, вводят повышенное количество хрома (до 16—18%)", молибдена и вольфрама (до 10—12% суммарно), титана, ниобия и алюминия (8—10% суммарно). Это дает возмож­ность получить большое количество упрочняющей у’-фазы. высокую легированность и жаропрочность матрицы.

Для высокотемпературной (975—1050°С) работы важно положение температуры солидуса сплава. Поэтому в спла­вах ограничивают содержание хрома (6—10%), молибде­на (3—4%) и титана. Введение дополнительно кобальта и вольфрама несколько повышает температуру солидуса, что полезно.

При работе в средах повышенной агрессивности (напри­мер, содержащих соли, соединения ванадия и др.) важней­шим элементом, обеспечивающим коррозионную стойкость, считается хром.

Оценку роли различных элементов на сопротивление го­рячей коррозии можно дать ориентировочно, подсчитав эк­вивалент хрома по формуле Рентца:

Многие исследователи указывают на положительное влияние р. з. м. на жаростойкость никелевых сплавов, свя-

Ho

Рис. 193. Фазовые диаграммы, иллюстрирующие области существования v-граие — цеятрированиого твердого раствора в тройных Ni—Co—Cr (a), Ni-Al-Ti (б) и четверных Ni—Co—Cr—Mo (в), Ni—Co—Cr—W (г) сплавах. Никелевый угол в четверных системах обращен к читателю (Ч. Симе)

Зывая это влияние с затруднением образования оксисуль- фидов. Иттрий и гафний улучшают адгезию окалины к ме­таллу, их микродобавки также применяют в современных сплавах.

Никелевые жаропрочные сплавы являются сложными многокомпонентными и многофазными системами, в кото­рых под действием высоких температур и напряжений не­прерывно протекают фазовые и структурные превращения, т. е. эти сплавы являются с физико-химических позиций динамическими системами. Рассмотрим более подробно свойства фаз, образующих никелевые жаропрочные сплавы.

У-фаза сплавов на никелевой основе представляет собой г. ц. к. твердый раствор таких элементов, как хром, молиб­ден, вольфрам (рис. 193). К области аустенита примыкают различные интерметаллические соединения, которые часто называют топологически плотноупакованными фазами (т. п. у.-фазами).

Выделение этих фаз из никелевого аустенита резко ох- рупчивает сплавы, снижает их жаропрочность и стабиль­ность. /

Идентификация интерметаллических соединений, выделяющихся из аустенита жаропрочных никелевых сплавов, показала, что это о-фазы, фазы Лавеса, р-фазы и др. Они являются промежуточными фазами в многокомпонентных системах и их можно считать своеобразными эле­ктронными соединениями, так как в основном их структура определяет­ся электронной концентрацией, т. е. отношением е/а. В этих фазах од­ни элементы проявляют электроположительные свойства (например, хром, молибден, вольфрам), а другие — электроотрицательные (никель, кобальт, железо); типичный состав а-фаз можно представить так: (Cr, Mo)«(Ni, Со)

Кинетика выделения cr-фаз зависит от температуры изотермической выдержки и может быть представлена в виде С-образной кривой (см. рис. 34). Очень сильно склонность сплава к выделению т. п. у.-фаз за­висит от их состава, от соотношения различных легирующих элемен­тов в сплаве.

Как указывалось выше, соединения типа АзВ с г. ц. к. решеткой, которые называются у’-фазами, обеспечивают основное упрочнение сплавов с высоким содержанием ни­келя. На схематическом изотермическом разрезе тройной системы никеля и алюминия с другими элементами (см. рис. 35) показана степень возможного замещения и учас­тия различных легирующих элементов в образовании у’-фа — зы. Кобальт замещает никель, образуя горизонтальную об­ласть; титан, ниобий, ванадий замещают в основном пози­ции алюминия; молибден, железо и хром, по-видимому, могут замещать как атомы алюминия, так и никеля.

У’-фаза представляет собой когерентное су-матрицей ин­терметаллическое соединение, имеющее сверхструктуру ти­па Cu3Au с дальним порядком почти до температуры плав­ления (1385°С для Ni3Al). В структуре этой фазы сущест­вуют три типа дефектов упаковки: дефекты сверхструкту­ры, дефекты антифазных границ и сложные дефекты. Глав­ными причинами высокого упрочнения сплавов при обра­зовании у’-фазы считаются когерентная деформация и наличие упорядочения частиц.

Важно отметить, что с повышением температуры до 900°С прочность у’-фазы увеличивается (см. рис. 36). Эти фазы образуются только в сплавах, богатых никелем, при­чем их выделение происходит при малом изменении раз­мерного фактора — несоответствие параметров решеток у — и у’-фаз не превышает 1%. При этом максимальное зна­чение долговечности наблюдается при несоответствии ре­шеток у — и у’-фаз в пределах 0,02 нм (рис. 194).

Это создает предпосылки для гомогенного зарождения выделений с низкой поверхностной энергией. Эти фазы об­ладают очень высокой стабиль­ностью при повышенных темпе­ратурах в течение длительного времени. Когерентность у — и у’- фаз устанавливается путем те­трагональных искажений кри­сталлических решеток. Форма частиц у’-фазы зависит от ве­личины несоответствия реше­ток: частицы имеют сферичес­кую форму при несоответствии решеток 0—0,2 %, кубическую при несоответствии 0,5—1 % и пластинчатую больше 1,25% (рис. 195).

Упрочнение жаропрочных сплавов при выделении у’-фа — зы объясняется образованием антифазных границ, которые препятствуют прохождению дислокаций. Считается также, что ее сравнительно высокая пластичность препятствует охрупчиванию сплавов.

Увеличение жаропрочности сплавов достигается благо­даря увеличению объемной доли у’-фазы в структуре и оп­тимизации соотношения AhTi в сплавах. Так, жаропроч­ность никелевых сплавов при 800°С оюо^250МПа (Al:Ti<; <1), а100=280 (Al:Ti«l) и O1 оо=380 МПа (Al:Ti>l).

0,1 0,06 0,02 0,0Z OtOSOJ &а, нм

Рис. 194. Влияние несоответствия решеток V — и у’"Фаз на сопротив­ление ползучести при 700 °С и O= = 145 МПа сплавов системы Ni— Ст—Al (Р. Декер, Дж. Михализин)

Однако при высоком содержании в сплаве титана, нио­бия и тантала у’-фаза может превращаться в фазы типа Ni3Ti (т]-фаза), Ni3Nb или Ni3Ta. Эти фазы имеют гексаго­нальную плотноупакованную решетку и их выделение от­рицательно влияет на длительную прочность и пластич­ность сплавов.

Разными исследователями было показано, что наиболее эффективное упрочнение достигается при выделении в спла­вах не менее 30—40% у’-фазы, причем среднее расстояние между частицами должно составлять ~50 нм.

Jf

Заметную роль в формировании структуры и свойств сплавов на никелевой основе играют карбидные фазы типа MeС, Afe23C6, Afe6C.

Рве. 195. Морфология 7′-фазы в сплавах иа никелевой основе:

А — сферическая, XlO ООО; б — кубическая, Х6000; в — вытянутые частицы", X Ю ООО; г — скоагулироваииые, X10 ООО (В. В. Полева)

Первичные карбиды типа MeС образуются при крис­таллизации в виде крупных, произвольным образом рас­положенных частиц кубической или скелетообразной мор­фологии. Существует предпочтительный порядок образова­ния этих карбидов, связанный с уменьшением их стойкости TiC, TaC, NbC и VC. Молибден и вольфрам могут час­тично замещать металлы в этих карбидах, образуя фа­зы типа (Ti, Mo, W) С, (Ti, Nb, Mo, W) С.

Карбиды Afe23С6 получаются при температурах 750—950 °С после термической обработки или в процессе эксплуатации. Оии преимущест­венно располагаются по границам зерен, но иногда наблюдаются вдоль линий двойняков и на дефектах упаковки. При наличии в сплаве мо­либдена н вольфрама этн карбнды отвечают составу Cr2I (MolW)sCe.

Карбиды типа AfeeC выделяются при более высоких температурах: 850—1000°С. Они чаще встречаются в сплавах с повышенным содержа­нием тугоплавких металлов, выделяются главным образом по грани­цам зерен совместно с карбидами Me23С6 и имеют формулу типа (Ni, Со)гШ4С, (Ni, Со) з>5 (W, Сг)2,5С и др. Их состав может меняться от Afe3C до Alel3C.

Карбидные фазы типа Afe23Ce и Afe6C по границам зерен образуют­ся в окружении пластичной у’-Фазы, что препятствует охрупчиванию сплавов и повышает сопротивление зериограничному проскальзыванию.

Бориды — твердые тугоплавкие частицы типа Me3B2 (например, (Моо, з1Т1о,1зСг0,44)зВ2), наблюдаются только по границам зерен и могут расти от границы в глубь зер­на. Располагаясь в местах сочленения решеток разной ори­ентации, увеличивают сопротивление деформации ползу­чести.

В последнее время предложены новые литейные сплавы с низким содержанием углерода (0,002 % С) и повышен­ным (до 0,1—0,2 %) содержанием бора, так называемые сплавы ВС, которые имеют хорошую жидкотекучесть и низкий уровень пористости. Эти сплавы предназначаются для работы при температурах 800—950 °С. В их структуре почти отсутствуют карбиды типа MeC, но имеются первич­ные бориды, которые более стабильны при высоких тем­пературах и не способствуют образованию охрупчивающих т. п. у.-фаз.

3. Промышленные жаропрочные сплавы на никелевой основе

Применяемые никелевые сплавы подразделяют на дефор­мируемые и литые. Принципы легирования и упрочнения этих сплавов одинаковы, но при создании деформируемых сплавов необходимо обеспечить сплавам достаточную тех­нологическую пластичность при обработке давлением, в том числе при температурах 700—800 °С, а литые сплавы должны иметь удовлетворительные литейные свойства (жидкотекучесть, пористость). В связи с этим в литейных сплавах допускается более высокое содержание углерода, бора и требуется более строгий контроль по количеству легкоплавких примесей.

329

С ростом температур эксплуатации значение межзерен — ного разрушения жаропрочных сплавов возрастает. При-

21—979 менение сплавов, полученных направленной кристаллиза­цией (HK), позволяет резко уменьшить роли границ зерен в разрушении, так как после направленной кристаллизации границы зерен располагаются в основном параллельно приложенному усилию, а границы, перпендикулярные на­правлению деформации, отсутствуют. Еще более высокие характеристики жаропрочности показывают сплавы, име­ющие монокристаллическую структуру, т. е. когда деталь выращивается из одного цент­ра кристаллизации (затравки) и не имеет болыпеугловых гра­ниц зерен. Следует понимать, что монокристаллическая структура сложнолегирован — ных жаропрочных сплавов не соответствует представлениям о монокристаллах чистых ме­таллов, имеющих одну кри­сталлическую решетку. В жа­ропрочных сплавах, закри­сталлизованных из одного центра, имеются различ­ные фазы: у-фаза, карбиды, у’-фаза и, следовательно, межфазные границы. Однако в них отсутствуют границы зерен, что сильно повышает жаропрочность (рис. 196).

Получение сплавов направленной кристаллизации или с монокристаллической структурой заключается в прове­дении контролируемой кристаллизации из жидкого состо­яния, когда поверхность раздела между расплавом и твер­дой фазой поддерживается плоской и перпендикулярной к желательному направлению кристаллизации. Это воз­можно получить, кодаг по всему сечению детали тепловой поток распространяется параллельно направлению роста.

Таким образом, в настоящее время применяют жаро­прочные сплавы, полученные равноосной кристаллизацией, направленной кристаллизацией и с монокристаллической структурой.

Отметим, что последние два технологических процесса значительно повышают стоимость деталей; их применяют только в особо ответственных случаях. Состав и свойства деформируемых сплавов на никелевой основе регламен­тирует ГОСТ 5632—72.

Рис. 196. Кривые ползучести при 980 0C и С=206 МПа сплава на ни­келевой основе после обычной (/), направленной (2) и монокристаль­ной (3) технологии кристаллизации <М. Мак-Лии, Ф. Шуберт)

В технической литературе представлено большое коли­чество жаропрочных никелевых сплавов, что свидетельст­вует об их интенсивной разработке. В зависимости от кон­кретных условий эксплуатации деталей необходимо диф­ференцированно подходить к выбору таких сплавов. В табл. 40 приведены составы и свойства некоторых жаро­прочных сплавов на никелевой основе, применяемых в СССР. Аналогичные или близкие по составу сплавы ис­пользуют и за рубежом.

Термическая обработка сплавов на никелевой основе заключается в закалке (иногда двойной закалке от разных температур) и старении, которые проводят в одну или две стадии: низко — и высокотемпературные.

Цель такой сложной термической обработки — обеспе­чить наиболее оптимальное сочетание количества и мор­фологии упрочняющих фаз в сплавах и, следовательно, благоприятное сочетание характеристик жаропрочности и пластичности.

Для деформируемых сплавов первую закалку проводят с целью гомогенизации структуры, растворения у’-фазы и карбидных фаз. Чем легированнее сплав, чем больше в сплаве упрочняющей у’-фазы, тем выше температура за­калки. Так, сплавы ХН77ТЮР (ЭИ437Б), нимоник 80 (в которых содержится около 10 % у’-фазы) закаливают от 1080 0C, а сплавы ХН55ВМТКЮ (ЭИ929), нимоник 110,115 (35—45 % у’-фазы)—от 1200°С. После такой обработки сплав состоит в основном из у-матрицы, первичных карби­дов MeС и в сложнолегированных сплавах небольшого ко­личества у’-фазы, которая образуется в процессе охлажде­ния на воздухе.

Вторую закалку проводят от 1040—IlOO0C. В результа­те происходит повторное растворение у’-фазы и ее выделе­ние при охлаждении в более дисперсном виде, но главная цель этой обработки — образование выделений карбидных фаз благоприятных типов и морфологии, в частности стрем­ление избежать образования сплошной пленки карбидов типа Me2зС6 по границам зерен и добиться образования зер­нистых карбидов типа MeС или Me-jC3.

Старение при повышенных температурах (обычно выше рабочих температур) проводят для выделения у’-фазы и стабилизации структуры сплава, а окончательное низко­температурное старение для дополнительного выделения у’-фазы в мелкодисперсном виде.

331

Литейиые сплавы также можио подвергать высокотем­пературной закалке, которая гомогенизирует их структуру и способствует более равномерному выделению упрочняю­щих фаз. Старение этих сплавов чаще проводят в одну, вы­сокотемпературную стадию, так как литейные сплавы обыч-

21*

Таблица 40. Состав и одл некоторых сплавов на никелевой основе

Содержание основных легирующих элемеи

Марка сплава

С

Cr

Tl

Al

Mo

Деформируемые

ХН77ТЮР (ЭИ437Б)

<0,07

19—22

2,4—2,8

0,6—1,0

ХН62ВМКЮ (ЭП867)

<0,1

8,5—10

4,2—4,9

9,0—11,5

ХН60ВМТКЮ (ЭИ929)

<0,12

9,0—12,0

1,4—2,0

3,6—4,5

4,0—6,0

Литейные нике

Жсз

0,11 —

14,0—

1,6—2,3

1,6-2,2

3,0—4,0

0,16

18,0

ЖС6К

0,13—

10,5—

2,5-3,0

5,0—6,0

3,5—4,5

0,2

12,5

ЖСбК(н. к)

0,13—

10,5—

2,5—3,0

5,0—6,0

3,5—4,5

0,2

12,5

ВЖЛ12У

0,14—

8,5—

5,0—5,7

4,2-4,7

2,7—3,4

0,20

10,5

Примечание: в — вода; вз — воздух; и. к — направленная кристаллизация.

Но работают при более высоких температурах. Иногда эти сплавы используют непосредственно в литом состоянии, причем старение происходит в процессе эксплуатации.

Следует указать на необходимость применять при тер­мической обработке меры для предотвращения вредного влияния окислительной среды и «выгорания» легирующих элементов из поверхностных слоев. Это достигается приме­нением защитных атмосфер или специальных обмазок.

Поскольку детали из жаропрочных сплавов на никеле­вой основе очень часто используются с защитными покры-

TOB, %

Режим термической обработки

‘исп’

°с

Адл — МПа’ за время испытания, ч

W

Другие

Закалка

Старение (охлаждение иа воздухе)

IO2

10»

IO1

Никелевые сплавы

<0,01 В

10800C,

700°с+750°С,

650

610

400

8 ч (вз)

16 ч

700

420

360

800

260

180

4,3—6,0

4—6 Со

1200 0C,

9500C, 8 ч

700

620

400

<0,02 В

4 ч (вз)

800

500

300

180

850

350

200

900

200

100

950

120

1000

50

_

4,5—6,0

12—16 Со

1220 0C,

850°С, 8 ч

700

850

600

500

<0,02 В

2 ч (вз) +

800

400

350

270

+ 1050 0C,

850

300

200

120

4 ч (вз)

900

220

150

90

950

100

Левые сплавы

4,5—6,5

____

1200°С,

9500C1 16 ч

800

300

__

4 ч (вз)

900

100

4,5—5,5

4-5 Со

1200—

950 0C, 16 ч

800

520

1220 0C,

900

320

180.

__

4 ч (вз)

950

210

150

1000

100

60

4,5—5,5

4—5 Со

1200—

950°С, 16 ч

950

255

12200C,

1000

190

__

1,0—1,8

4 ч (вз)

1050

120

12—15 Со

1220±10°С,

9500C1 16 ч

800

520

0,5—1,0 V

4 ч (вз)

900

320

<0,015 В

1000

160

1050

90

Тиями (например, алитирование, хромалитирование и др.), то следует учитывать возможные изменения структуры и свойств сплавов при технологических нагревах и охлажде­ниях в процессе их нанесения.

4. Дисперсноупрочненные сплавы

Для работы при предельно высоких температурах (до 1200—1300 0C) никелевые сплавы, упрочняемые прн старении, не могут применяться вследствие разупрочнения и потери жаропрочности. Для этих целей

Разработаны композитные сплавы, полученные методами порошковой металлургии, в которых упрочнение обеспечивается высокодисперсиыми частицами тугоплавких соединений. Эти сплавы называются дисперс- ноупрочненными. Не следует путать терминологию: стареющие сплавы называются в литературе дисперсиоиноупрочненными, а компо­зиционные — дисперсноупрочиенными.

Матрица этих сплавов обычно представляет собой нелегированиый никель или однородный у-твердый раствор на никелевой основе: Ni+ +20 % Cr, Ni+15 % Mo, Ni+20 % Cr+Mo. В качестве упрочняющих час­тиц используют тугоплавкие окислы тория, гафиня или циркония. При­менение окислов титана или алюминия ие дало положительных резуль­татов вследствие сильного снижения жаростойкости сплавов. Также ие удается использовать для упрочнения тугоплавкие карбиды и нитриды вследствие высокой растворимости углерода и азота в никеле (0,3—0,4 % при 1200°С), тогда как растворимость кислорода при 12000C состав­ляет 0,01 %.

Наибольшей стабильностью в никеле обладает двуокись тория, ко­торая является упрочняющей фазой в дисперсиоупрочненных сплавах ВДУ-1. В сплаве ВДУ-2 использована двуокись гафния. Объемное со — N держание упрочняющих фаз в этих сплавах составляет 2—3 %¦ Сплав ВДУ-3 имеет матрицу из иихрома (Ni+20 %Сг) и упрочняется части­цами окиси тория.

Диаметр частиц, мкм. Число частиц в 1 см3 . Межфазная поверх­ность, м2/см3

В зарубежной литературе сплавы, аналогичные ВДУ-1 и ВДУ-3, называют соответственно ТД-никель и ТД-нихром (табл. 41).

Таблица 41. Характеристики длительной прочности дисперсиоупрочненных и стареющих никелевых сплавов (К. И. Портной, Б. Н. Бабич)_________________________________________________

Марка сплава

*

Сдл, МПа, при температуре испытания, 0C

900

1000

1100

1200

ВДУ-1 (ТД-никель) ВДУ-2

ВДУ-3 (ТД-иихром) ЖС6К (литой) ЭИ929 (деформируе­мый)

150/140 105/95

320/170 220/150

125/120 90/80 90/— 150/70 95/50

105/100 75/65 75/— 50/20

75/65

55/40.

65/—

* В числителе Ciqq, в знаменателе Ciqqqq

Максимальные характеристики жаропрочности этих сплавов обес­печиваются при размере частиц 0,01—0,05 мкм (в стареющих сплавах размеры упрочняющих интерметаллидных фаз 0,2—0,3 мкм), средних расстояниях между частицами 0,1—0,5 мкм и объемной доле частиц до 5-10%.

Микрогетерогенность строения этих сплавов очень высока и может быть показана следующими данными (А. Т. Туманов и др.) для спла­ва, содержащего 3 % частиц:

0,01 0,05 0,1

3,6

1,8

5,7-IO1′ 4,6-10" 5,7- IO13

18,0

Наиболее важным в технологии получения этих сплавов считается создание равномерного распределения ультра — стойких частиц окислов, что достигается специфическими технологическими приемами приготовления исходных по — б>МПа рошков и методами порошко­вой металлургии. Для получе­ния порошков применяют ме­тод химического осаждения из водных растворов солей с по­следующим разложением осад­ка и селективным восстановле­нием никеля в водороде.

При комнатной и умерен­ных температурах дисперсно — упрочненные сплавы уступают стареющим жаропрочным сплавам, но при температурах выше IlOO0C их жаропроч­ность более высокая (рис. 197).

Считается, что перспективы улучшения сплавов этого типа заклю­чаются в сочетании принципов дисперсного упрочнения окислами и дисперсионного упрочнения при старении.

В этом случае до температуры 800—900 0C уровень жаропрочности определяется главным образом упрочнением вследствие старения нике­левого аустенита с выделением интерметаллидных фаз типа у’-фазы Ni3(Al, Ti), а при более высоких температурах — тугоплавкими окис­лами.

-5. Жаропрочные сплавы на основе кобальта

Жаропрочные сплавы на основе кобальта имеют более низ­кие характеристики жаропрочности по сравнению со спла­вами на основе никеля. Уровень жаропрочности кобальто’ вых сплавов связан с упрочнением твердого раствора при легировании и с выделением упрочняющих фаз.

Кобальтовые сплавы вследствие специфики механизма упрочнения содержат повышенное количество углерода, обычно от 0,25 до 1 % С. ,

Рис. 197. Зависимость времени до разрушения т от напряжения а для дисперсиоупрочиениых (/) и стареющих (2) сплавов иа никеле­вой основе при 1100 0C (К. И. Порт­ной, Б. Н. Бабич)

Преимуществом сплавов на основе кобальта является их хорошая коррозионная стойкость при повышенных тем­пературах, например в продуктах сгорания топлива, содер­жащего серу, они характеризуются высокой стабиль­ностью структуры при длительных сроках службы под нагружением и, следовательно, имеют более пологий ход кри­вых зависимости прочностных свойств от температуры и времени выдержки; кобальтовые сплавы имеют более вы-, сокую теплопроводность и меньший коэффициент термиче­ского расширения, чем никелевые жаропрочные сплавы. Поэтому кобальтовые сплавы более подходят для изготов­ления деталей, предназначенных для длительной работы в коррозионной среде, в условиях термической усталости и имеющих сравнительно крупные размеры (например, соп­ловые и рабочие лопатки мощных газовых турбин).

Доступность разных металлов в различных странах неодинакова,, поэтому применение жаропрочных сплавов на основе кобальта более распространено в зарубежных странах, особенно в США, чем в СССР. Например, в США применяют деформируемый сплав S-816 (0,34— 0,42% С, 19—21,% Cr, 3,5—5,5% Mo, 3,5-5,0 % W, 20 %№, 4,0— 5,0 %Nb), который имеет a®^=108 МПа, a? ооо=70 МПа. В случае применения этого сплава в литейном варианте в нем несколько увели­чивается содержание углерода (до 0,44 % С) и дополнительно вводит­ся бор (до 0,1 % В). Длительная прочность aj^=210 МПа, о®^= = 150 МПа, а при температуре 9800C Ct100= 100 МПа, о1000 = 55 МПа,

В кобальтовых сплавах могут образовываться следую­щие фазы: аустенитная у-матрица с г. ц. к. структурой, карбиды, бориды, карбонитриды и т. п. у.-фазы (топологи­чески плотноупакованные фазы (о, jx, фазы Лавеса). Интерметаллидная у’-фаза в них не выделяется. При тща­тельном контроле состава образования т. п. у.-фаз, оказы­вающих отрицательное влияние на жаропрочность и плас­тичность, можно избежать, следовательно, жаропрочные кобальтовые сплавы будут состоять из у-твердого раствора и упрочняющих карбидных и карбонитридных фаз.

Кобальт образует неорганические растворы с никелем, железом и благородными металлами (Pt, Ir, Pd, Rh) и ог­раниченные растворы с широкой областью гомогенности с марганцем [70 % (ат)], тугоплавкими металлами (Cr, W, Mo, V, Та), а также Ti, Al, Nb, Zr.

Высокую растворимость имеют также бор (до 1 % при 1000°С) и углерод (0,3—0,4 % при IlOO0C).

Благородные металлы дорого стоят и дефицитны; марга­нец и железо отрицательно влияют на жаропрочность и жаростойкость сплавов на основе кобальта и легирование этими элементами не применяется. Поэтому основным иа элементов, стабилизирующим г. ц. к. структуру, в сплавах кобальта является никель. Содержание никеля в жаро­прочных кобальтовых сплавах обычно составляет^ 10—30 %. Важное, значение в этих сплавах имеет хром, который обес­печивает высокую коррозионную стойкость и положительно

Влияет на их жаропрочность. Содержание хрома в дефор­мируемых сплавах обычно составляет 18—20%, а в литых сплавах 23—28 %, что значительно выше, чем допустимо в сплавах на никелевой основе. Кроме того, в сплавы вводят до 10 7о W или Mo и W (суммарно), а также Nb, Ti, V. Мо­либден и вольфрам являются одновременно упрочнителями твердого раствора и частично входят в карбидные фазы, а Nb, Ti, V в основном присутствуют в карбидах. В кобаль­товых сплавах обычно образуются карбиды типов MeC, Me6С, Me7Cs, Me23C6.

XXVII

1. Области применения никелевых сплавов

В настоящее время сплавы на никелевой основе имеют на­ибольшее значение в качестве жаропрочных материалов, предназначенных для работы при температурах от 700 до» IlOO0C. Их используют в газовых турбинах двигателей са­молетов, кораблей, энергетических установок, при изготов­лении деталей ракетно-космической техники, в нефтехими­ческом оборудовании. Так, в авиационном газотурбинном! двигателе более 70% массы составляют жаропрочные спла­вы на никелевой и железоникелевой основах — это диски, сопловые и рабочие лопатки турбин, камеры сгорания и т. п.

Резко возросло применение этих сплавов и при изготовле­нии стационарных газовых, турбин, так как повышение ра­бочих температур позволяет значительно улучшить их тех­нико-экономические показатели.

В наиболее тяжелых условиях находятся лопатки тур­бин, которые работают при температурах 850—1050°С. Они подвергаются значительным растягивающим напряжениям вследствие центробежных нагрузок, эти напряжения вызы­вают ползучесть деталей. Скоростной газовый поток высо­кой агрессивности и режим работы предопределяют воз­никновение переменных механических и термических на­грузок, вызывающих высокотемпературную и термическую усталость, активное развитие процессов газовой коррозии и эрозии. Сопловые лопатки работают при температурах до 1150°С и небольших напряжениях, а диски—при темпе­ратурах 600—800°С и более высоких рабочих нагрузках (до 500—600 МПа), поэтому жаропрочные сплавы, использу­емые для этих групп деталей, значительно различаются по составам и свойствам.

Современные никелевые жаропрочные сплавы работа­ют по существу на пределе своих температурных возмож­ностей, так как рабочие температуры часто достигают 0,8— 0,85 температуры солидуса.

Поэтому важнейшее значение в повышении температур­ного уровня современных жаропрочных сплавов, их надеж­ности и долговечности придается освоению новых техноло­гических процессов, таких как направленная кристаллиза­ция, выращивание деталей в монокристаллитном состоянии, использование сплавов, упрочненных дисперсными части­цами окислов, использование сплавов, армированных туго­плавкими проволоками.

При более высоких температурах эксплуатации (выше 1050—1100°С) необходимо применение сплавов на основе тугоплавких металлов Nb, Mo, Та, W. Однако использова­ние этих элементов в качестве основы жаропрочных спла­вов ставит перед металловедами и технологами много сложных проблем, связанных с их низкой жаростойкостью в окислительных средах и высокой хрупкостью.

1. Гомогенные стали

К этой группе относятся главным образом низкоуглеродис­тые хромоникелевые стали, дополнительно легированные элементами, упрочняющими у-твердый раствор. Их жаро­прочность обеспечивается в основном растворенными в твер­дом растворе легирующими элементами. Термин «гомоген­ные стали» следует понимать условно, так как в структуре этих сталей обычно присутствует некоторое количество кар­бидов и карбонитридов титана или ниобия.

Гомогенные аустенитные стали используются преиму­щественно в энергомашиностроении для изготовления труб паронагревателей и паропроводов, арматуры установок сверхвысоких параметров и рассчитаны на длительную (до IO5 ч) службу при 650—700°С.

При легировании этих сталей стремятся получить мак­симально стабильную аустенитную структуру, избежать, или замедлить выделение вторых фаз (карбиды, карбонит — риды, фазы Лавеса, а-фазы и др.), что позволяет иметь не­обходимый уровень длительной прочности и пластичности в течение всего ресурса эксплуатации. Важно для этих ста­лей обеспечить также высокие технологические свойства, такие как способность к горячей пластической деформа­ции, прошиваемость при изготовлении цельнотянутых труб, свариваемость и др. Эти цели достигаются повышен­ным содержанием никеля (отношение Ni/Cr>l), что при­дает стали глубоко стабильную аустенитную структуру.

OOiOOO —-а- сч оо

I, . о о

M I 22 г:

О о со сч

1 I, OO CD К 1 1 1 (М —

ООО

IOtDlO

-а-СО —

OOiO CS сч — а — (М —,

ООЙООЙ ою? ююй

CDCO CD TTcn

8 ю S S ю

OtDKKS

888 CD CD OO

888

CDSOO

Iliili

I I

G60—16 790

800—16

740—16 780—25


СО

IO

T

I

I

• I

Сч

—’

02

CD

I

T

I

"•с*

—*

О_

О"

О"

ХЭ стГ— 9 I

S-IIlJ

~ к сч — I О

Ttl

V/

S1 с о л >

З s^S

О vO vOtfS _ •»» в\ О4» LiJ

I

О

СО

6 о.

00 I

I

CD

I

CD

I ю

Ю -

I

-СО

I

•—I —,

-с*

*—

—1

"jjI

"jI

О"

I

О"

I

I

I

00

СО,

CO1

О"

О"


OfD

00,—, Ii

N — Я5

CO.^-

Си

Со {-

О

CN -

O

S

CN ©

U.

X Ж

SS

О Л

4T w

И о

А

2

S-

S

Ю со X

Я

Оо о

О.

H

H

CQ

CN

•*<

CS

X ¦

I

OO

Ю

X

X

О

OO

О


Низким содержанием углерода (в пределах 0,06—0,012%) и повышенным отношением Ti, Nb/C>10, что обеспечива­ет в исходном состоянии присутствие карбидов NbC, TiC и карбонитридов Nb, Ti (С, N), которые препятствуют обра­зованию при эксплуатации карбидных фаз типа Ме23Сб. Повышенная жаропрочность таких сталей объясняется вы­сокой легированностью у-твердого раствора такими элемен­тами, как вольфрам (до 2—3%), молибден (до 2,5%). На­личие стабильных карбонитридных фаз и высоколегирован­ного аустенита обусловливает высокие температуры рекристаллизации сталей этого типа. Так, для стали 1Х14Н18В2БР1 температура начала рекристаллизации (при деформации порядка 20%) лежит при 900°С, а кон­ца—при 1075°С.

Многими исследователями также отмечается положительное влия­ние бора и редкоземельных металлов (р. з. м.) на жаропрочность ста­лей этого типа. Бор, церий и другие редкоземельные элементы являют­ся сильными раскнслнтелямн, поэтому в нх присутствии уменьшается содержание газов н неметаллических включений в сталях, что повышает нх качество. Влияние малых добавок р. з. м. и бора на сопротивление ползучести также связывают с их горофнльностью, т. е. способностью адсорбироваться по границам зерен (В. И. Архаров), что затрудняет зернограннчную диффузию и упрочняет границы. Кроме то­го, бор образует в сталях сложные бориды типа Afe3B2 н Ale2B (напри­мер, (Cr, W, №)гВ), которые обладают высокими температурами плав­ления (например, для Cr2B температура плавления 1850 0C). Важно от­метить, что зависимость длительной прочности от содержания бора имеет экстремальный характер (см. рнс. 181). По-видимому это свя­зано с тем, что при высоком содержании бора (>0,3 %) в большом количестве образуются крупные борнды, которые обедняют твердый раствор ниобием, вольфрамом, хромом и другими элементами. Кроме то­го, бор обладает увеличенной склонностью к лнквацнн и образованию боридных эвтектнк, а в сталях, подвергнутых прокатке, способствует образованию строчечной структуры, что отрицательно сказывается на нх пластических н жаропрочных свойствах.

Таким образом, мнкролегированне аустеннтных сталей бором и р. з. м. оказывает положительное влияние на жаропрочность н пластич­ность как вследствие рафинирующего действия прн выплавке, так "и упрочнения границ зерен благодаря их горофильности.

В процессе длительной работы после 1—2-IO5 ч в этих сталях наблюдали выделения вторичных фаз (например, фазы Лавеса типа Fe2Mo, Fe2W), коагуляцию карбидных фаз и в некоторых сталях выделения в небольших коли­чествах (1—2%) интерметаллндов типа NiaTi. Эти измене­ния протекают очень медленно и незначительно влияют на пластичность и жаропрочность сталей.

Стали этого типа имеют высокую релаксационную стой­кость при длительной эксплуатации и их используют для изготовления крепежных деталей. Важное значение в обе­спечении высокого уровня жаропрочности аустенитные сталей этого типа имеет величина зерна: при испытаниях сталей выше 600 0C длительная прочность и сопротивление ползучести у крупнозернистых сталей выше, чем у мелкозер­нистых (рис. 188), при этом чем выше температура испы­таний, тем больше выигрыш в длительной прочности

8-7 Orf 4 3 2 Размер зерна, баллы

Рис. 188. Влияние размера зерна на скорость ползучести t>n;

,30 МПа, 800"С 60 МПа, 7О0°С

Юомпа, боо°с

9-Ю 8-7 7-В 4-5 3-2 Размер зерна, баллы

А —стали 10X18H12T (И. Р. Кря — нии); б —стали 10X14H14B2M (Е. Морлэ, М. Маркович, А. Гор — бодей)

У крупнозернистых сталей. Отметим, что одновременно сни­жается пластичность сталей.

Термическая обработка аустенитных гомогенных сталей состоит из закалки (аустенитизации) от высоких темпера­тур (1050—1200 °С) или аустенитизации и стабилизирую­щего отпуска (700—750 °С) и преследует цель получить бо­лее однородный у-твердый раствор, заданную величину зер­на (балл 3—6) и стабильную структуру, а также снять на­пряжения, которые могут возникнуть в процессе изготов­ления деталей.

Следует отметить, что улучшение служебных характе­ристик и удешевление сталей этого типа обычно связывают со следующими направлениями исследований: оптимизация состава сталей, в частности частичная замена никеля мар­ганцем и азотом, использование сталей в наклепанном со­стоянии (холодная деформация или термомеханическая обработка), особенно при рабочих температурах, более низких, чем температура рекристаллизации; более широ­кое использование микролегирования сталей бором, р. з. м.; усовершенствование технологии выплавки, обработки дав­лением и режима термической обработки.

2. Стали с карбидным упрочнением

Стали с карбидным упрочнением предназначены для рабо­ты при температурах 650—750 °С и довольно высоких уров­нях напряжений. Их используют для изготовления ответст­венных деталей энергомашиностроения (диски и лопатки турбин, крепежные детали и др.).

Основу сталей с карбидным упрочнением составляют Cr—Ni или Cr—Ni—Mn аустенит, содержащий 0,25—0,5% углерода. v

Марганец, как и никель, расширяет у-область в сплавах на основе железа и в многокомпонентных системах, кото­рыми являются жаропрочные аустенитные стали. Он так­же выступает в качестве аналога никеля. Это позволяет частично заменить никель менее дефицитным марганцем, причем установлено, что присутствие марганца способству­ет некоторому повышению жаропрочности сталей. Однако стали с полной заменой никеля марганцем, т. е. на основе Cr—Mn-аустенита, не нашли широкого применения в ка­честве жаропрочных материалов в связи с их недостаточ­ной жаростойкостью и низкой температурой плавления, так как приходится снижать содержание хрома в сталях для обеспечения аустенитной структуры.

Карбидообразующие элементы V, Nb, W, Mo связывают часть углерода в специальные карбиды, а также упрочня­ют аустенитную матрицу.

Упрочняющими карбидными фазами в аустенитных ста­лях в основном являются карбиды ванадия и ниобия (VC, NbC), а также карбиды хрома (типа Me23C6 и Me7C3). По­следние обычно растворяют в себе другие элементы (Fe, W, Mo и др.), поэтому состав этих карбидов изменяется в зависимости от легирования стали и режима термической обработки.

Карбиды ванадия выделяются при старении в высоко­дисперсном состоянии и обеспечивают значительную долю упрочнения этих сталей.

Специальные карбиды типа MeС в процессах старения практически не участвуют, так как имеют высокие темпе­ратуры растворения при аустенитизации, карбиды и карбо — нитриды ниобия начинают растворяться только после на­грева выше 1250°С, а в основном присутствуют в сталях в виде первичных выделений. Положительная роль этих фаз заключается в том, что они препятствуют росту аустенит­ного зерна при нагреве, и, в частности, образованию разно — зернистости.

Уровень жаропрочности и термическая стабильность сталей данного класса зависят от температуры старения. При низких температурах (500—600°С) выделение карбид­ных фаз протекает медленно, образуются высокодисперс­ные частицы, прочностные свой­ства при изотермической вы­держке непрерывно возраста­ют. С повышением температу­ры старения (или испытания) скорость процессов выделения и коагуляции возрастает, до­стигается определенный макси­мум упрочнения, положение ко­торого зависит от состава спла­ва (рис. 189). Чем сложнее карбидные фазы по составу, чем легированнее аустенит ста­ли, тем больше эффект упроч­нения при старении и медлен­нее развиваются процессы раз­упрочнения.

Отметим также, что при низкотемпературном старении легирован­ного аустенита с выделением дисперсных фаз возникает состояние очень сильного упрочнения и одновременно падает пластичность, увеличива­ется чувствительность к хрупкому разрушению. Например, сталь 40Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481) после низкотемпературного старения приоб­ретает высокую твердость, но чувствительна к надрезу, а ее жаропроч­ные свойства нестабильны. Поэтому для этой стали применяется двой­ное (или ступенчатое) старение: 660 0C (16 ч) и 800 "С (16 ч). Старе­ние при повышенной температуре способствует снятию части напряжений, возникающих при низкотемпературном старении, частичной коагуляция карбидных фаз.

3. Стали с интерметаллидным упрочнением

Жаропрочные хромоникелевые стали с интерметаллидным упрочнением, а также сплавы на хромоникелевой основе с высоким содержанием никеля (до 38%) нашли применение при изготовлении компрессоров, турбин, дисков, сварных изделий, шпилек, болтов и других деталей, работающих при температурах до 750—850°С.

HВ, MПа

Рис. 189. Зависимость твердости HB сталей с карбидным упрочнени­ем от температуры старения при выдержке 16 ч:

1 — сталь 37Х12Н8Г8; 2 — сталь 37Х12Н8Г8МФБ (В. Н. Захаров)

Легирование сталей этого типа преследует цель созда­ния высоколегированного железоникелевого аустенита, об­ладающего склонностью к распаду при старении, и об­разования фаз-упрочнителей — интерметаллидных фаз типа у’ — (Ni, Fe)3(Ti, Al) и фаз Лавеса [Fe2Mo, Fe2W1 Fe (Mo, W)].

О 123Ч5В789 Легирующий элемент, %

Рис. 191. Влияние содержания леги­рующих элементов на время до разрушения т сплава Х14Н35ВТЮ при 750 "С и а-=300 МПа (М. В. Придаицев)

Состав упрочняющих фаз в этих сталях изменяется в зависимости от легирования и определяет уровень длитель­ной прочности, достигаемый при различных температурах испытания. На рис. 190 приведена зависимость Одл°’ при

Ю3

Время, ч

Рис. 190. Длительная прочность при 750 °С стали типа 08Х15Н25В5, дополнительно легированной 0—2,2 % Al, 0—2,0 % Ti, 0—2,5 % Nb, 0—2,24 % Mo в зависимости от тнпа основной упрочняющей фазы: / — у’+AB2-, 2 — AB2′, 3 — Aie23Ct; 4 — Me23Ce+ +AB2 (И. Л. Мнркии, Ж. И. Фантаева, А. С. Терешкович)

Различных базах испытания, полученная на стали типа 08Х15Н25В5 при дополнительном введении легирующих элементов (Al, Nb, Mo, Ti), приводящих к выделению уп­рочняющих фаз различной природы. Установлено, что на­иболее высокая Одл° обеспечивается при совместном выде­лении у’-фазы и фаз Лавеса, а наименьшая длительная прочность при выделении карбидных фаз типа Me2зС6.

Фазы Лавеса могут растворять хром и никель и соответствовать формулам (Fe, Cr, Ni)2W, (Fe, Cr, Ni)2(W, Mo). Фазы Лавеса в ста­лях, богатых молибденом, начинают растворяться при более низких тем­пературах (900—950 °С), чем в сталях, богатых вольфрамом (1000— 1050 °С). Полного растворения этих фаз не происходит и при темпера­турах 1250—1300 0C, однако при нагреве до высоких температур они резко укрупняются. Как правило, фазы Лавеса имеют тенденцию к пре­имущественному выделению по границам зерен, однако могут выделять­ся и внутри кристаллов, по плоскостям скольжения.

Аустенитные стали с интерметаллидным упрочнением содержат повышенное количество никеля, титана и алюми­ния. Замена никеля марганцем в сталях этого типа не про­изводится, так как он не образует благоприятных для уп­рочнения интерметаллических фаз и понижает жаростой­кость сталей.

Содержание углерода в этих сталях ограничивают обычно <0,1%. Во многие стали дополнительно вводят молибден и вольфрам (до 3,5%) с целью повышения дли­тельной прочности. Влияние легирующих элементов на время до разрушения сплава на железоникелевой основе типа Х14Н35ВТЮ (ЭИ787) показано на рис. 191.

Отметим, что концентрационная зависимость влияния легирующих элементов на длительную прочность имеет эк­стремальный характер: сначала длительная прочность рас­тет, а затем снижается. Повышение жаропрочности связа­но с тем, что легирующие элементы затрудняют диффузию» в аустенитной матрице, препятствуют коагуляции и раство­рению упрочняющих интерметаллидных фаз, увеличивают их количество при старении (в частности благодаря умень­шению растворимости титана и алюминия в аустените) й сдвигают температуру максимального упрочнения к более высоким температурам.

Однако повышенное сверх оптимального содержание легирующих элементов в этих сталях может вести к нега­тивным последствиям в отношении жаропрочности. В част­ности, высокое содержание молибдена (более 5—6%), ти­тана и алюминия может сопровождаться снижением темпе­ратуры солидуса и соответственно характеристик жаро­прочности.

ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ СТАЛИ

К теплоустойчивым относятся стали, используемые в энер­гетическом машиностроении для изготовления котлов, сосу­дов, паронагревателей, паропроводов и др. Эти же стали применяют в химическом и нефтяном машиностроении для работы при повышенных температурах.

Рабочие температуры теплоустойчивых сталей достига­ют 600—650 °С, а давление газовых или жидких сред 20— 30 МПа. Так, рабочие параметры в паросиловых установ — ках составляют 585 0C при давлении 25,5 МПа, а в наибо­лее мощных установках достигают 650 0C и 31,5 МПа.

Детали таких установок должны работать длительно время без замены (до 100 000—200 000 ч), поэтому основ ным требованием является заданное значение длительной прочности и сопротивление ползучести за весь ресурс экс­плуатации.

В зависимости от условий работы деталей в качестве теплоустойчивых используют углеродистые, низколегиро­ванные и хромистые стали.

1. Углеродистые и низколегированные стали

Для работы при температурах до 120 0C и давлениях до 0,8 МПа обычно применяют стали Ст2 или СтЗ (см. гл. X). При давлениях до б МПа и температурах до 400 0C — угле­родистые котельные стали 12К, 15К, 16К, 18К> 20К — Состав и свойства этих сталей регламентируются ГОСТ 5520—79. Эти стали различаются содержанием углерода (номер мар­ки стали соответствует среднему содержанию углерода), при этом чем больше углерода в стали, тем выше характе­ристики прочности: ав=360—380 МПа, ао,2=220 МПа для стали 12К и соответственно 480—490 и 280 МПа для стали 20К. Одновременно несколько снижается пластичность (с 24 до 19 %). Котельные стали поставляют в виде листов тол­щиной от 4 до 60 мм и труб. Их можно подвергать пласти­ческой деформации и сварке.

Цель термической обработки — получить стабильную структуру, которая сохранялась бы практически неизмен­ной в течение всего срока эксплуатации. Стали обычно под­вергают нормализации, а при повышенном содержании уг­лерода (0,22—0,24) — закалке и высокому отпуску, при этом температура отпуска должна быть не менее чем на 100—120 0C рыше рабочей температуры.

В процессе длительной эксплуатации в структуре ко тельных сталей может происходить сфероидизация и коагу­ляция карбидов. Этот процесс ускоряется под действием напряжений. Углеродистые котельные стали сохраняют длительную прочность на уровне адл=60—70 МПа (Ст20К) при температурах до 500°С, при более высоких температу­рах длительная прочность резко снижается.

Для более ответственных деталей энергетических бло­ков, работающих при температурах до 585 0C и давлении 25,5 МПа применяют низколегированные стали, регламен­тируемые ГОСТ 20072—74. Эти стали в зависимости от ре­жима термической обработки могут иметь феррито-перлит — ную, феррцто-бейнитную, бейнитную или мартенситную структуру. Составы, режимы термической обработки и дли-

Таблица 36. Состав и предел длительной прочности адл низколегиро

Марка стали

Содержание основных элементов, %

C

Cr

Mo

V

Другие

12ХМ 12Х1МФ

0,09— 0,16 0,08— 0,15

0,4—0,7 0,9—1,2

0,4-0,6

0,25— 0,35

0,15- 0,30

25X1МФ

0,22— 0,29

1,5—1,8

0,25— 0,35

0,15— 0,30

25Х2М1Ф 12Х2МФСР

0,22— 0,29 0,08— 0,15

2,1—2,6 1,5—1,8

0,9—1,1 0,5-0,8

0,3-0,5 0,15-0,3

<0,8 Si, 0,005 % В

20ХЗВМФ

0,15— 0,23

\

2,8—3,3

0,35— 0,55

0,6-0,8

0,3-0,5 W

Тельная прочность наиболее распространенных низколеги­рованных сталей приведены в табл. 36.

В процессе эксплуатации в низколегированных сталях протекают следующие изменения в структуре: возрастает размер блоков, укруп­няются карбиды типа MeС и образуются новые карбидные фазы (типа Me2зСв и Afe2C), приграничные области становятся более свободными от карбидов, твердый раствор обедняется легирующими элементами, особенно молибденом. Эти процессы приводят к разупрочнению сталей, в частности снижается временное сопротивление, предел текучести и твердость. В табл. 36 приведены данные об основных низколегирован­ных теплоустойчивых сталях, регламентированных ГОСТ 20072—74.

Основными легирующими элементами теплоустойчивых сталей являются: хром, вольфрам, молибден, ванадий, нио­бий. Содержание каждого из них кроме хрома не превыша­ет 1 %. В эти стали входит до 0,08—0,2 % С, так как при более высоких содержаниях ускоряются процессы коагуля­ции карбидных фаз и перераспределения легирующих эле­ментов Cr, V, W и особенно Mo между твердым раствором и карбидами. Присутствие в стали таких элементов, как Nb, V, Mo, уменьшает скорость диффузионных процессов перераспределения и способствует термически стабильному

Ванных теплоустойчивых сталей

Режим термической обработки

Одл, МПа, за время, ч

4 ОС

ИСП* ^

‘зак — °с

TOTW °с

10»

IO5

910—930

670—690

480

250

200

960—980

740—760

520

200

140

560

140

108

580

120

95

880—900

640—660

500

26Э—290

550

10D—150

_____

1050

680—700

550

160—220

970—980

730—750

580

120 .

95

600

90

70

1030—1080

660-700

500

340

300

550

200

160

580

140

100

Упрочнению в результате образования высокодисперсных карбидов.

Большинство исследователей считают, что в Cr—Mo—V сталях содержание ванадия должно определяться содержа­нием углерода (с тем, чтобы он весь был связан в карбид VC); оптимальным является отношение V/C=3-M. Это ис­ключает участие Mo в карбидообразовании и обеспечивает присутствие его в а-твердом растворе. Более высокое со­держание ванадия невыгодно, так как считается, что его переход в твердый раствор приводит к ослаблению меж­атомных сил связи. Содержание хрома в сталях этого ти­па может быть до 3 %, что связано с необходимостью обес­печения повышенного сопротивления окислению.

С повышением температуры и ростом требований по жа­ропрочности состав сталей усложняется, что можно просле­дить по следующим данным: сталь, легированная 0,5 % Mo, имеет (Т№ =37 МПа. Дополнительное легирование 1,0 % Cr

« 550 го

Повышает предел длительной прочности до аю5=53— 70 МПа, а введение еще 0,3 % V —до am*0= 100 МПа.

Наиболее широкое применение среди низколегирован­ных теплоустойчивых сталей нашли хромомолибденована — диевые стали, типичным представителем которой является сталь 12Х1МФ. Эта сталь чаще всего применяется в отож­женном состоянии или после нормализации и высокого от­пуска, т. е. в сравнительно стабильном, но разупрочненном. состоянии.

A Cf 76И°С _

Нв, мпа то 2000

JO3 го*

Время, с

, На рис. 182 приведена термокинетическая диаграмма стали 12Х1МФ, а также количественное соотношение струк-

7 г j t 5

¦ Аустенит ? Veppum Ш Перлит S бейнит Ш Мартенсит S

Время, с

Рис. 182. Термокинетическая диаграмма стали 12Х1МФ (а), изменение соотноше­ния структурных составляющих (б) и твердости (в) при различных скоростях охлаждения.

Скорость охлаждения: 1 — закалка в воду; 2 — закалка в масло; 3 — 800 °С/мнн; 4 — 55 °с/мин; 5 — 3 °С/мин

Турных составляющих и твердость стали йосле разных ско­ростей охлаждения. На рис. 183 представлена микрострук­тура этой стали.

В более легированных теплоустойчивых сталях, напри­мер 12Х2МФСР, превращение аустенита в верхней области температур с образованием полигонального феррита и пер — 4^ лита происходит только частично и при малых скоростях охлаждения (менее 1—5°С/мин), при больших скоростях охлаждения сталь имеет бейнитную, а при закалке — преи­мущественно мартенситную структуру.

Влияние скорости охлаждения и, следовательно, типа исходной структуры этих сталей на жаропрочность весьма сложное и зависит от длительности и температуры испыта­ния (рис. 184). При длительности испытания 1000 ч и тем­пературе 500 0C наиболее жаропрочными оказались стали с бейнитной структурой; при более длительных испытаниях (до 16 000 ч) в интервале 500—600 0C наибольшую жаро­прочность имеют стали после закалки и высокого отпуска. Экстраполяция этих данных на длительность IO4—IO5 ч предполагает более высокую жаропрочность сталей со структурой отпущенного мартенсита.

Поскольку эти стали после закалки или нормализации обязательно подвергаются высокому отпуску (например,, сталь 12Х2МФСР при 730—750°С, 3 ч), то в структуре ста­ли всегда присутствуют специальные карбиды. Превраще-

Рис. 183. Структура стали 12Х1МФ — после различных режимов терми­ческой обработки, Х800-.

З — закалка в воду; б — закалка в масло; в — охлаждение с печью

Ния в этих сталях при отпуске включают распад остаточно­го аустенита (содержание которого может составлять пос­ле закалки 3—8%), выделение специальных карбидов, ук­рупнение карбидов и рекристаллизацию феррита. До 600 0C в сталях обнаруживаются в основном карбиды цементитно — го типа, а при 600—700 0C также карбид ванадия (типа MeС) в высокодисперсном состоянии. Повышение темпера­туры отпуска сопровождается растворением карбидов це — ментитного типа и коагуляцией карбидов ванадия. В ста­лях, подвергнутых улучшению, специальные карбиды распределены равномерно, что можно объяснить более одно­родным распределением дефектов структуры, как предпоч­тительных мест зарождения карбидов.

Для всяких дисперсионноупрочненных сплавов, жаро­прочность сталей этого типа зависит от размеров карбид-


Рис. 184. Влияние скорости охлаждения

Иа длительную прочность а дл низколеги­рованных сталей:

А — при базе испытаний 1000 ч (X. Беи — иек, Дж. Баидель); б —при базе 16 000, ч (К. А. Ланская)

Рис. 185. Влияние скорости ох­лаждения v охл иа время до разрушения T стали 20Х1М2Ф при 565 °С и напряжении 130 МПа (о) и дисперсность струк­туры 1Д (б). Я —среднее рас­стояние между карбидными ча­стицами (И. Р. Кряиии)


Ных частиц и расстояния К между частицами. Эксперимен­тально показано, что время до разрушения непосредствен­но связано с дисперсностью структуры (1Д). Пример такой зависимости для стали 20Х1М2ФЛ приведен на рис. 185. Отметим, что влияние исходной структуры и кинетики «е изменения сказывается на характеристиках длительной лрочности даже при весьма значительных ресурсах испыта­ния (IO4-IO5 ч).

2. Хромистые стали мартенситного и мартенсито-ферритного классов

В эту группу объединены стали, содержащие от 5 до 13 % Cr и дополнительно легированные карбидообразующи — ми элементами, такими как молибден, вольфрам, ниобий, — ванадий, при содержании 0,08—0,22 % С. В структуре этих сталей могут присутствовать следующие составляющие: мартенсит, б-феррит, карбиды (Me23C6, Me1 C3, MeС) и ин-


S S SS ^

S 2 5? 2Й S Ою о ю ioto оо Oi оо а>сч о t-^ю о К.— S

О оо о СО юо ю

О

Ю

Ю сч О

К а N

С к

S §

- а

CJCD

. «со

О

OO

СО Ю CD


У — У

О

CN

О

О —

О

00 о

О ю о>

О

Ю

00


В н О

В ь O

В

H

О

ГаО

К -

00 со

U

S

S *

S -

O

00 LO

О о

О

О f—

О (N

R

S

И га го S

Is

Ii

К —

R

Я и

03

Го S

RaU о.1=5

Is

О!

S

И

S f -

S о аю

Л) CS

Ь а

S О

О CN

О ¦Ч1 I—

Ж

К

S

S

A

A

Га

Га

То

S

S

Ч

Ч

Sfr?

So

ЕЙ

Хф

У У


JQ ,2

-Л 8~

CQ

-О 0-0


J1 ю оо*

Ю о

IO

О

Ю.—*

О

S

СО*

I

»о •"Г

О

00

4

О со

I

Ю

О

Со

I

О"

СО

О"

Со О

I

СО

О"

TS «

1° Ss

О

1

Еч

О"

T

О

&

S *

О.

I

T

О*

Ь

О


А

 

©

©

 

Ю

 

Ся CQ

S

 

(N

CQ

 

Оо

 

X

X

 

¦Ч"

CN

 

©

© CQ

S

Ю

Ю

Ю

F—t

X

X

X

Ю

Ю

Ю

Ю


Терметаллиды, в основном фазы Лавеса Fe2Mo1 Fe2W, Fe2(Mo1W).

Время Выдержки, ч

Рис. 186. Влияние длительности изотерми­ческой выдержки при 620 °С на механичес­кие свойства (а) и фазовый состав стали с 12 % Cr, легированной Mo, Nb, V (б) tK. А. Ланская)

По основным структурным составляющим эти стали под­разделяют на мартенситные и мартенсито-ферритные, что определяется содержанием хрома, углерода и сочетанием дополнительных легирующих элементов. Состав и свойства некоторых типичных сталей этой группы приведены в табл. 37.

БА„,мпа зчо

BDD TC

Рис. 187. Сводный график предела длительной прочности за IO5 г при различных температурах сталей:

/—12X13; 2 — 20X13; 3 — 20ХПМФБН; 4 — 10Х12ВНМФ; S — 20Х12ВМБФР; 6— 14Х12В2МФ; 7 — 12Х8М1ФБР; 8 — 15Х12ВМ1БФР (К. А. Лаиская)

Эти стали являются более теплоустойчивыми и жаро­стойкими, чем низколегированные стали. Они также более жаростойки в продуктах сгорания жидкого и твердого то­плива, чем хромоникелевые аустенитные стали.

Хромистые стали этой группы обладают хорошими тех­нологическими свойствами, высокой прочностью, пластич­ностью, ударной вязкостью. Кроме того, некоторые стали этой группы имеют высокую демпфирующую способность и удовлетворительную релаксационную стойкость.

Указанные стали применяют для различных деталей энергетического машиностроения (лопатки, трубы, крепеж­ные детали, детали турбин и др.), в основном работаю­щих длительное время при температурах 600—650°С.

Стали типа 10X5 обладают сильной склонностью к ох — рупчиванию при температуре 475°С, поэтому применяют стали, дополнительно легированные молибденом или воль­фрамом (0,4—0,7%), что устраняет хрупкость этих сталей и повышает их теплоустойчивость. В эти стали вводят так­же другие элементы: кремний и алюминий для повышения жаростойкости, титан или ниобий для устранения склон­ности к закаливанию при охлаждении на воздухе благода­ря связыванию углерода в специальные карбиды, а вана­дий для повышения жаропрочности. Для длительной рабо­ты при повышенных температурах эти стали применяют после отжига 840—860°С, что связано со стремлением по­лучать возможно более стабильную структуру, состоящую из ферритной основы, легированной молибденом и воль­фрамом, и сравнительно дисперсных карбидов, в основном специальных карбидов ванадия.

Повышение рабочих температур паросиловых установок потребовало применения в качестве теплоустойчивых ста­лей с 12% Cr. Эти стали в зависимости от содержания уг­лерода и режима термической обработки могут иметь фер — рито-мартенситную или мартенситную структуру.

Необходимый уровень прочности и теплоустойчивости этих сталей в значительной степени определяется упрочне­нием вследствие фазового наклепа при мартенситном прев­ращении и последующем дисперсионном твердении при от­пуске или в процессе эксплуатации.

При рассмотрении сталей с 12% Cr легко проследить, как усложнение состава сталей благодаря введению допол­нительных легирующих элементов в оптимальных количест-

Таблица 38. Влияние легирующих элементов на сопротивление ползучести 12 %-иой хромистой стали (аустенитизация 1250 °С+ +стареиие 650 °С) (К. А. Ланская)


Сочетание легирующих элементов

300

Деформация ползучести (а = 125 МПа, ( = 600 °С), %, в течение, ч

1000

Относительное сопротивление ползучести, %,

При 600 cC (а = 125 МПа, T = 300 ч)


Cr—Mo

Cr-Mo-V

Cr—Mo—V-Nb

Cr—Mo—V—Nb—N

Cr—Mo—V—Nb—N-B

Cr—Mo—V—Nb—Ti — N

Cr—Mo—V—Nb—Ti—N-B

3,34

4

0,5

26

0,13

0,23

100

0,081

0,137

160

0,067

194

0,065

0,080

200

0,053

0,078

243


Вах, т. е. комплексному легированию, позволило повысить! их жаропрочные свойства (табл. 38). I

Улучшение свариваемости этих сталей достигается пос­редством снижения содержания углерода, что сопровожда­ется увеличением количества феррита и образованием бо­лее пластичного мартенсита.

Стали с пониженным содержанием хрома (7—9% Cr) пока не нашли широкого применения, но рассматриваются как перспективные, так как они более технологичны при термической обработке и сварке, хотя и несколько уступа­ют сталям с 12% Cr по жаропрочности. У этих сталей в структуре отсутствует 6-феррит и мартенситное превраще­ние протекает в более широком температурном интервале, причем начинается на 100—200°С выше.

Таким образом, увеличение жаропрочности 12%-ных хромистых сталей достигается посредством комплексного легирования. Введение элементов, упрочняющих твердый раствор, добавки сильных карбидообразующих элементов, азота и бора приводят к образованию карбидных и карбо — нитридных фаз высокой стабильности, а также упрочняю­щих интерметаллидных фаз, в основном фаз Лавеса.

Имеются данные о положительном влиянии кобальта на свойства 12%-ных хромистых сталей, который при введе­нии его в количестве 4—6% увеличивает характеристики жаропрочности, релаксационную стойкость, уменьшает со­держание S-феррита. Влияние кобальта связывают с более заметным упрочнением сталей интерметаллидными части­цами фаз типа AB2 (фаз Лавеса) и увеличением дисперсно­сти карбидных частиц. Такие стали (10Х10К6ВБ и 07Х10К6МВФ) применяют в США и Англии. Считается, что присутствие в стали более 10—15% структурно сво­бодного феррита снижает жаропрочность сталей, кратко­временную и длительную пластичность и ударную вязкость. Основной вклад в обеспечение высоких жаропрочных свойств вносит мартенсит отпуска, который и при рабочих температурах способен длительное время сохранять упроч­нение, полученное в результате фазового наклепа при у-> ам-превращении.

Различие в устойчивости упрочнения при фазовом на­клепе и при пластической деформации связано с многократ­ностью деформации при полиморфном превращении в раз­личных системах скольжения и образованием более равно­мерной дислокационной структуры (М. А. Штремель, И. Н. Кидин) .

Метастабильность мартенсита при нагреве под напря­жением делает очень важным процессы, протекающие при отпуске и старении рассматриваемых сталей. В настоящее время термин «отпуск» предложено применять к сплавам, которые подвергнуты закалке с полиморфным превращени­ем, а термин «старение» — в случае закалки без полиморф­ного превращения. Для рассматриваемых 12%-ных хроми­стых сталей, следовательно, более правильно использовать термин «отпуск», хотя во многих сталях этой группы при­сутствует структурно свободный феррит (до 10—15%), ко­торый при закалке не испытывает полиморфного превраще­ния и может подвергаться старению при последующем на­греве. Отпуск сталей, предназначенных для длительной работы, обычно проводят при более высоких температурах (на 100—150°С выше, чем рабочая температура соответст­вующих деталей), чтобы обеспечить стабильность структу­ры и, следовательно, свойств стали на весь ресурс эксплуа­тации. По данным различных авторов, в 12%-ных хромис­тых сталях при повышении температуры отпуска имеют место следующие карбидные превращения: МезС-+Ме7С$-+- -+Me23 С 6, а в сложнолегированных сталях образуются так­же специальные карбиды (Mo2C, WC, NbC, VC) и карбо­нитриды (типа Nb (С, N)).

Важное значение в упрочнении этих сталей играют ин — терметаллидные фазы Лавеса типа AB2, которые выделя­ются в интервале температур 550—600 0C в основном в участках S-феррита и в зависимости от соотношения леги­рующих элементов имеют состав Fe2Mo, Fe2W, Fe2 (Mo, W).

Во всех сталях этого типа с увеличением длительности выдержки при отпуске (~620°С) наблюдается постепенное снижение прочностных свойств, ударной вязкости « повы­шение пластических характеристик (рис. 186). При этом в стали увеличивается количество карбидных и интерметал — лидных фаз, которые с увеличением длительности выдерж­ки коагулируют. Более заметно укрупняются частицы куби­ческого карбида Me23C6 и интерметаллидных фаз Лавеса Fe2(W1Mo), а состав и размеры частиц карбоиитридов ва­надия и ниобия почти не изменяются. На рис. 187 приведе­ны кривые длительной прочности основных 12%-ных хроми­стых сталей при базе испытания 10000 ч в зависимости от температуры. Видно, что чем сложнее по составу стали, чем выше в них содержание упрочняющих фаз и легирован — нее твердый раствор, тем выше их жаропрочность.

313

Таким образом, 12%-ные хромистые стали используют как теплостойкий материал для длительной работы (до

20—970

IO5 ч) в интервале температур 450—650°С и поставляют машиностроительным отраслям в виде сортового проката— горячедеформированного толстого листа (ГОСТ 7350—77),. тонкого листа (ГОСТ 5582—75) и горячедеформирован — ных (ГОСТ 9940—81) или холодно-и теплодеформирован — ных (ГОСТ 9941—81) труб.

Часть ЖАРОПРОЧНЫЕ Седьмая И ЖАРОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ

Глава XXIII

ОСНОВЫ ЖАРОПРОЧНОСТИ

1. Основные определения и классификация

Жаропрочностью называется способность сталей и сплавов выдерживать механичес­кие нагрузки при высоких температурах в течение определенного времени. При темпе-

Сплавов на железоникелевой и никелевой основах

Режим термической обработки

6

*

KCU Дж/м*

МПа

%

Закалка 1050—IlOO0C,

1230

720

31

37

105

Старение 650—750 °С

Закалка 1070+20 0C

960

480

52

60

220

Закалка 1070—IlOO0C

890

500

48

49

Закалка 1070cC

990

570

47

48

160

Ратурах до 6000C обычно применяют термин теплоус­тойчивость.

Жаростойкость характеризует сопро­тивление металлов и сплавов газовой кор­розии при высоких температурах. Стали и сплавы, предназначенные для работы при повышенных и высоких температурах, должны, следовательно, обладать не только требуемой жаропрочностью, но и иметь достаточ­ное сопротивление химическому воздействию газовой среды (жаростойкость) в течение заданного ресурса эксплуата­ции.

Стали и сплавы, предназначенные для работы при по­вышенных и высоких температурах, подразделяют на группы:

1) теплоустойчивые стали, работающие в нагруженном состоянии при температурах до 6000C в течение длитель­ного времени;

2) жаропрочные стали и сплавы, работающие в нагру­женном состоянии при высоких температурах в течение оп­ределенного времени и обладающие при этом достаточной жаростойкостью;

3) жаростойкие (окалиностойкие) стали и сплавы, ра­ботающие в ненагруженном или слабонагруженном состоя­нии при температурах выше 550°С и обладающие стойко­стью против химического разрушения поверхности в газо­вых средах.

19*

291

В технической литературе применяют различные класси­фикации сталей и сплавов, например клапанные, котельные, лопаточные, т. е. по назначению; литейные и дефор­мируемые, т. е. п о способу производства и другие.

Наиболее универсальной является классификация по со­ставу и структуре, которая и принята ниже.

В группу теплоустойчивых сталей входят углеродистые, низколегированные и хромистые стали. Структура их зави­сит от степени легирования и режима термической обработ­ки стали. После нормализации в структуре стали наблюда­ют феррит или феррито-карбидную смесь разной дисперс­ности (перлит, троостит, бейнит)4.

К жаропрочным относят стали аустенитного класса на хромоникелевой и хромоникельмарганцевой основах с раз­личным дополнительным легированием. Условно эти стали подразделяют на три подгруппы: гомогенные (однофазные) аустенитные стали, жаропрочность которых обеспечивается в основном легированностью твердого раствора; стали с карбидным упрочнением; стали с интерметаллидным упроч­нением, Такое разделение сделано по преимущественному типу упрочнения.

Жаропрочные сплавы разделены по металлу основы: сплавы на основе никеля и кобальта. Эти сплавы чаще все­го подразделяют и по способу производства: на деформиру­емые и литые.

Жаростойкие стали и сплавы разделены на следующие группы: хромистые и хромоалюминиевые стали ферритного класса, хромокремнистые стали мартенситного класса, а также хромоникелевые аустенитные стали и сплавы на хро­моникелевой основе.

Жаростойкие и жаропрочные стали и сплавы использу­ются во многих отраслях промышленности. Достижения в металловедении жаропрочных материалов в значительной степени определяют уровень развития энергомашинострое­ния, авиационной и ракетно-космической техники.

Важно отметить, что жаропрочные материалы работают при раз­личных схемах нагружения: статических растягивающих, изгибающих или скручивающих нагрузках, динамических переменных нагрузках раз­личной частоты и амплитуды, термических нагрузках вследствие изме­нений температуры, динамическом воздействии скоростных газовых по­токов иа поверхность.

Вследствие этого применяются разнообразные виды испытания иа жаропрочность и жаростойкость: испытания на ползучесть и длитель­ную прочность при статическом нагруженин, испытания на высокотем­пературную и термическую усталость, испытания на газовую коррозию в различных средах, испытания в скоростных газовых потоках и др.

Для оценки теплоустойчивости и жаропрочности наибольшее рас­пространение в настоящее время в промышленности и в исследователь­ских работах получили испытания на растяжение при повышенных тем­пературах (ГОСТ 9651—73), на ползучесть и длительную прочность, проводимые по схеме одноосного растяжения (ГОСТ 3248—81 и ГОСТ 10145—81).

Оценка жаростойкости производится по изменению массы стандарт­ных образцов (ГОСТ 6130—71), механических или физических свойств сплавов.

Предел длительной прочности обозначается как напряжение Otx’ (МПа) с двумя числовыми индексами — верхний указывает темпера­туру испытания в °С, а нижний — длительность (или базу) испытания в часах. Например, Стцщ означает, что испытания проводились при 8000C1 длительностью в 100 ч, ст™ —соответственно при 7000C и в течение 100000 ч.

Очень часто в качестве характеристики жаропрочности пользуются временем до разрушения (в часах) при определенных температуре и напряжении. Например, указывают, что испытания проводились при t=900 cC и напряжении сг=300 МПа, и сравнивают различные материалы (или один мате­риал после различной обработки), счи­тая, что чем больше время до разруше­ния, тем жаропрочнее материал.

Ползучестью называется непрерывная деформация ме­таллов под действием посто­янно приложенных напряже — н и й.

При экспериментальном изучении ползучести определяют зависимость де­формации (чаще удлинения) от времени при заданных напряжениях и темпера­турах, получая первичные кривые ползу­чести (рис. 174). На этих кривых можно выделить 3 стадии ползучести (без уче­та мгновенной деформации, возникаю­щей в момент приложения нагрузки): I — стадия неустановившейся ползуче­сти, когда скорость ползучести уменьша­ется со временем испытания, II—стадия установившейся ползучести, имеющая постоянную скорость деформации, III— стадия ускоренной ползучести, когда ско­рость деформации возрастает, последняя стадия обычно предшествует разрушению.

Сопротивление ползучести характеризуется пределом ползучести — напряжением, которое вызывает заданную скорость ползучести или за­данную суммарную деформацию ползучести за определенное время.

Например, з= 150 МПа — это напряжение, вызывающее в металле скорость ползучести 1-Ю-3 %/ч при 700 °С. В качестве характеристик ползучести используют также суммарную деформацию ползучести 6 (%) за определенное время лнбо скорость установившейся стадии пол­зучести V, %/ч.

2. Влияние среды и условий эксплуатации иа жаропрочность

Решающим фактором при разработке жаропрочных материалов явля­ются рабочая температура и действующие напряжения. Если величина напряжений зависит от конструкции детали, то уровень рабочих тем-

Рис. 174. Кривые ползуче­сти, полученные прн разных температурах и напряжени­ях (схема):

I-IU стадии ползучести; 1 — ползучесть при низких температурах и малых на­пряжениях; 2 —’ ползучесть при средних температурах и напряжениях; 3 — ползу­честь прн высоких темпера­турах и напряжениях

19а—970 293 ператур определяет экономичность и основные технические характерис­тики изделия.

С ростом температуры уменьшается прочность межатомных связей, интенсифицируются процессы диффузнн, разупрочнения. В зависимости от температуры меняются механизм н скорость газовой коррозии, ме­ханизм пластической деформации и разрушения.

Большое влияние на жаропрочность оказывает режим работы спла­ва— характер изменения температуры и нагрузки во времени. При на­личии теплосмен материалы подвергаются термической усталости, что может резко (в несколько раз) увеличить скорость ползучести нли при­вести к разрушению детали даже в отсутствие механических нагрузок

Вследствие только термических напряже­ний (термическая усталость). Столь же сильно может влиять на жаропрочность н жаростойкость воздействие перемен­ных напряжений, которое обусловливает развитие высокотемпературной уста­лости.

Состав газовой среды также может существенно влиять на жаростойкость н жаропрочность сплавов. Наличие в сре­де агрессивных компонентов (например, соединений, содержащих серу, ванадий, галогены, щелочные металлы) вызывает образование легкоплавких нлн летучнх соединений, разрушает защитные окис — ные пленки, способствует развитию ло­кальных видов газовой коррозии. Кроме того, во многих случаях тазовая сре­да воздействует на сплав не в ста­ционарных условиях, а динамически, т. е. на поверхность стали действуют скоро­стные газовые потоки, скорость которых может составлять сотни и тысячи метров в секунду. Такие условия работы характерны, например, для лопаток газовых турбии, деталей обшивки скоростных самолетов и ракет. Под влиянием скоростных газовых потоков усиливаются как процессы ползучести (рис. 175), так и процесс коррознонно-эрозионного разрушения поверхности, что связа­но с усилением избирательности газовой коррозии, эрозионным разру­шением окнсных пленок, деформацией и дополнительным разогревом тонких поверхностных слоев прн трении среды о поверхность, вибр’а — цноннымн нагрузками переменной частоты и другими эффектами. Вследствие этого снижается эксплуатационная стойкость де­талей.

Заметное влияние на жаропрочность оказывает воздействие на ма­териалы реакторных излучений. Возникновение радиационных повреж­дений (образование пар Френкеля, ионизация, возникновение термичес­ких пиков и др.) может также существенно снизить жаропрочность сплавов.

M=J7O

Рис. 175. Влияние скорост­ных газовых потоков иа деформацию ползучести сплавов. M=v noT/»SB — скорость потока в числах Маха

Время испытания?

Следовательно, прн оценке пригодности сплава к работе в нагру­женном состоянии прн высоких температурах необходимо учитывать не только результаты стандартных испытаний на ползучесть и длительную прочность, но и возможное изменение этих характеристик в условиях эксплуатации. Для этого требуется проведение комплексных испыта­ний с максимально возможным приближением к работе детали в реаль­ных условиях.

3. Легирование жаропрочных сталей и сплавов

Состав жаропрочных сталей и сплавов должен обеспечи­вать высокое сопротивление ползучести и газовой коррозии с учетом условий работы материала в течение заданного срока службы.

При выборе основы для создания жаропрочных сплавов в первую очередь учитывают величину сил межатомной свя­зи, которые принято оценивать по теплотам плавления и сублимации, температурам плавления, параметрам диффу­зии и самодиффузии, характеристическим температурам, модулю упругости и другим параметрам. Чем больше силы межатомной связи металла, тем большей жаропрочностью должны обладать сплавы на его основе.

Железо, никель и кобальт имеют близкие температуры плавления и другие характеристики сил межатомной связи:


Температура плавле

Ния, 0C……………………

Теплота плавления Дж/(кг-моль) . . Теплота сублимации Дж/(кг-моль) . . Энергия активации самоднффузнн, Дж/(кг-моль) . . . Коэффициент само­днффузнн D, U2Ic., при температуре °С:

500 ………………………..

700 ………………………..

900 ………………………..

1100………………………

Рабочая температура ?раб сплава, 0C. . .

?раб/^лл………………….

МПа

Предел ползучести

,1000

7I/24 а(6)-железо у-железо

TOC \o "1-3" \h \z 1539 —

15,5 —

417 —

450—650 0,35—0,5

11,0

— 276

10-22 10-1®

IO-1′ 10—15

650—850 0,5—0,62

Со

1435 15,2 423

266

Ю-22

10-" !0-и

800—950 0,6—0,7

7,0

Ni

1455 17,6 424

272

10~а 10-18

10-W

10-и

800—1050 0,65—0,75

3,5


295

В принципе жаропрочные сплавы иа их основе должны иметь примерно одинаковые уровни свойств при высоких температурах. Однако достигнутый уровень жаропрочных характеристик сплавов на основе железа, кобальта и нике­ля заметно различается. Это объясняется неодинаковой способностью твердых растворов иа основе этих металлов к упрочнению, природой упрочняющих фаз, структурной стабильностью, и, наконец, уровнем совершенства техноло­гии производства этих сплавов.

19а*

Существующие жаропрочные стали и сплавы представ­ляют собой многокомпонентные твердые растворы на осно­ве железа, никеля или кобальта, которые упрочняются дис­персными выделениями избыточных фаз — карбидов, кар — бонитридов, боридов, интерметаллндов.

Механизмы упрочнения твердых растворов при легиро­вании, которые были рассмотрены для комнатной темпера­туры (см. гл. IV), в основном справедливы и при умерен­ных повышенных температурах (до 0,5 ТПл) эксплуатации (испытания). Однако при более высоких температурах ин­тенсифицируются процессы диффузии, приводящие к раз­упрочнению и рекристаллизации сплавов. Поэтому легиро­вание сталей и сплавов для придания им жаропрочных свойств необходимо проводить элементами, которые повы­шают силы межатомных связей в твердом растворе и в уп­рочняющих фазах, температуры рекристаллизации умень­шают диффузионную подвижность атомов растворителя и образуют дисперсные упрочняющие фазы.

Деформация при ползучести осуществляется как сдви­говым механизмом, т. е. путем движения дислокаций, так и диффузионным в основном посредством диффузии вакан­сий. С повышением температуры влияние препятствий на движение дислокаций уменьшается, снимается упрочнение, созданное предварительной деформацией или термической обработкой, плотность дислокаций снижается вследствие их рекомбинации при переползании и поглощения мигрирую­щими границами зерен. Большое значение имеет при высо­ких температурах зернограничная ползучесть.

Чем выше работая температура, тем сильнее проявля­ются диффузионные процессы в деформации ползучести. При малых значениях скоростей ползучести, которые допу­скаются в реальных условиях, контролирующим процессом является диффузия вакансий к границам зерен, образова­ние и рост пор иа границах. Следовательно, важную роль играет концентрация и подвижность вакансий. Легирую — шие элементы, упрочняющие твердый раствор, повышаю­щие силы связи в решетке, затрудняют диффузионные пе­ремещения, уменьшают концентрацию и подвижность ва­кансий и, таким образом, повышают жаропрочность.

Железо, кобальт и никель при взаимном образовании твердых растворов незначительно изменяют температуру солидуса сплавов и их высокотемпературную жаропроч­ность, тогда как марганец резко снижает температуру Coi лидуса и жаропрочность. Влияние легирования на темпера туру плавления и жаропрочность сплавов В. К — Григорови связывает с электронной концентрацией: увеличение числа коллективизированных электронов при легировании более высоковалентными металлами должно приводит к росту жаропрочности.

I

- j -/\

А

/ Щ. Ц-Х-)

R I

W

I

911950 1050 1150 1250 13501592 Температура, "С

6,6 5,5

T.4 IУ Г, г 1,1

Рис. 176. Температурная зависимость скорости ползучести ип чистого желе» за (Быстрое Л. H., Иванов Л. И., Про — кошкии Д. А.)

При определении эффективности и оптимального количе­ства легирующих элементов на жаропрочные свойства спла­ва следует учитывать тип диаграмм состояния растворите­ля и легирующих элементов.

Основываясь на классичес­ких работах Н. М. Курнако- ва, И. И. Корнилова и дру­гих, установивших общие закономерности изменения свойств сплавов, в том чис­ле прочности и пластично­сти, от состава для главных типов диаграмм состояния и привлекая данные о фазо­вых переходах и, в частно­сти, о температурах солиду — са, были построены диаграм­мы состав — жаропрочность для многих систем в широ­ком интервале температур.

Эти диаграммы рассматривают совместно с диаграммами со­стояния соответствующих систем, что дает возможность оп­ределить влияние на жаропрочность концентрации легиру­ющих элементов в твердом растворе, выделения новых фаз, полиморфных превращений.

Наиболее низкие рабочие температуры (450—6500C) имеют стали ферритного, перлитного и мартеиситного клас­сов, т. е. стали на основе а-железа. Аустенитные стали име­ют более высокие рабочие температуры. Это объясняется влиянием типа кристаллической структуры и полиморфных превращений на механические свойства сталей при высоких температурах.

Установлено, что скорость ползучести г. ц. к. решетки существенно меньше, чем о. ц. к. Для железа вблизи темпе­ратуры полиморфного превращения о. ц. к. решетка а-фазы становится неустойчивой, в ней происходит подготовка к пе­рестройке в г. ц. к. решетку — р-фазы, при этом усиливаются диффузионные процессы, что отрицательно влияет на жаро­прочность. Это положение иллюстрирует рис. 176, где пред­ставлена температурная зависимость скорости ползучести железа.

Для твердых растворов на основе железа влияние кри­сталлической структуры на жаропрочность также весьма существенно. На рис. 177 приведена зависимость стрелы прогиба, характеризующей скорость ползучести сплавов системы Fe—Cr, от концентрации хрома. При температуре 650 0C все сплавы являются ферритными и повышение со­держания хрома уменьшает скорость ползучести. При


Ni ZO 40 60 80 Сг,%

Рис. 178. Изотерма жаропрочности и диаграмма состояния системы Ni—Cr. А — сопротивление ползучести (время достижения стрелы прогиба 5 им)

(И. И. Корнилов)

Тоо

То

1200

\ 1000

600 100 W 60 40 20

О

А

-

Vv а

7 Yca’7

У 850°С

I I

I I 650°С

=N

I в

N

L I

4 8 12 16 20 Cr,"/о

Рис. 177. Диаграмма состояния Fe-Cr (а) и зависимость деформации ползу­чести ДI при изгибе от концентрации хрома (б) прн температурах 650 и 850 "С (И. И. Корнилов)

T,°C 1920 1800

1465

То

Ж /\

7 ———- X0′

/ \

I

/ I I I 1


8500C сплавы, имеющие содержание хрома от 6 до IO1 попадают в у-область, т. е. имеют аустенитную структуру а сплавы, содержащие меньше 6 % и больше 10 % Cr, име­ют ферритную структуру. Проведенные испытания показа­ли, что сопротивление ползучести при 850 0C аустеннтных сплавов значительно выше, чем ферритных, причем аусте Нитные сплавы даже при 850 0C более жаропрочны, чем феррйтные при 6500C. Из анализа этих диаграмм были сделаны важные выводы о том, что максимальной жа ро’Прочностью должны обладать у-тверды е растворы, имеющие предельную легиро

Ванность, и что переход к двухфазным a+v структурам приводит к резкому снижению жаропрочности. Это поло­жение хорошо иллюстрируется рис. 178, где показана изо­терма жаропрочности сплавов системы Ni—Cr при IOOO0C.

Если в сплав вводится элемент, расширяющий область существования твердого раствора (например, углерод в ау-

Рис. 179. Схематические кривые оптимального содержания легирующих элементов в аустенитных сталях по влиянию на сопротивление ползучести ап. (Содержа­ние углерода указано на кривых) (Л. Коломбье, И. Гохмаи)

14 1_______

Легирующий элемент

О 4 8 11 16 20 Легирующий элементно (ат.)

Рис. 180. Влияние легирующих элементов иа жаропрочность сплава типа ХН80 при 700 °C (М. В. Придаицев)

Стенитной стали), то суммарное содержание легирующих элементов, обеспечивающее максимальную жаропрочность, становится больше (рис. 179).

Следует также отметить, что диаграммы состав — жаро­прочность могут рассматриваться только как ориентиро­вочные при разработке сталей и сплавов, так как диаграмм состояния для многокомпонентных систем не существует, а имеющиеся диаграммы для двойных и тройных сплавов не учитывают структурных — факторов, которые могут очень сильно влиять на жаропрочные характеристики.

Считается, что сопротивление ползучести при легирова­нии твердых растворов определяется величиной скорости диффузии легирующих элементов, причем для определенной скорости ползучести существует оптимальный диапа­зон скорости диффузии легирующих элементов, обеспечи­вающих образование скоплений растворенных атомов во­круг перемещающихся дислокаций и тормозящих ее движе­ние. Следовательно, для использования сплава в широком диапазоне температур необходимо легировать его комплек­сно различными элементами, обладающими разной диффу­зионной подвижностью, чтобы при различных скоростях ползучести был «по крайней мере один легирующий эле­мент, подвижность которого будет оптимальной для тормо­жения движения дислокации. Таким образом, теория есте­ственно приводит к идее использования сложнолеги ров эн­ных жаропрочных сплавов» (Коттрелл).

Для жаропрочных сплавов на основе железа, никеля и кобальта наиболее перспективны в качестве упрочнителей твердого раствора такие элементы, как молибден, ниобий, вольфрам. На рис. 180 показано влияние легирующих эле­ментов на жаропрочность твердых растворов на хромонике — левой основе типа Х20Н80. Отметим, что положительное влияние алюминия, ниобия и титана связано с образовани­ем упрочняющих интерметаллидных фаз.

Одним из главнейших факторов жаропрочности сталей и сплавов является образование упрочняющих фаз. Элемен­ты внедрения — бор, азот, углерод — имеют весьма ограни­ченную и переменную с температурой растворимость в твер­дом растворе и приводят к образованию избыточных фаз — боридов, нитридов, карбидов или фаз смешанного состава (см. гл. V). В сталях и сплавах на кобальтовой основе эти фазы обеспечивают основной эффект упрочнения, при этом требуется обеспечить оптимальные размеры частиц фаз, их определенное количество и равномерное распределение в матрице. В жаропрочных сплавах на никелевой основе та­кие фазы чаще всего образуются по границам зерен и их влияние на жаропрочность может быть различным в зави­симости от назначения и условий эксплуатации сплава. В целом можно считать, что присутствие определенного ко­личества карбидных фаз в жаропрочных никелевых спла­вах оказывает положительное влияние, препятствуя межзе — ренному проскальзыванию, в то же время выделение кар­бидных фаз типа Me2зС6 часто приводят к охрупчиванию сплавов и понижению их жаропрочности.

Для никельсодержащих жаропрочных сталей и сплавов основное упрочнение обеспечивает интерметаллидная у’-фа — за типа №з(А], Ti, Nb). В некоторых жаропрочных сталях и сплавах отмечается также положительное влияние на жа­ропрочность выделений других интерметаллидных фаз: т]- фазы типа Ni3Ti, ц-фазы типа Fe7(Mo, W)6 и фаз Лавеса (FeMo2, FeW2).

При легировании с целью увеличения жаропрочности важное значение имеет влияние различных элементов на строение и свойства приграничных объемов.

Установлено, что действие таких элементов, как В, Ce, Zr и р. з. м., а также легкоплавких примесей на жаропроч­ность сплавов на основе железа, кобальта, никеля связано с их неравномерным распределением в сплаве, преимущест­венной их концентрацией в-приграничных участках.

Рис. 181. Влияние содержания легкоплавких примесей [указан % (ат.) по расчету (Pb; Sb и S — фактическое содержание)} на время до разрушения сплава типа ХН80Т при 700 0C и напряжении 360 МПа (М. В. Придаицев)

I1I11 1

0,02 0,06 0,10 0,14 0,18 0,22 0,26

Принеси, % (ат.)

Легкоплавкие примеси (Pb, Cd, Bi, Sb и др.), облада­ющие очень малой растворимостью в жаропрочных спла­вах, оказывают резко отрицательное влияние на их жаро­прочность (рис. 181) даже при небольшом содержании этих элементов. Эти примеси концентрируются по границам зе­рен, образуют легкоплавкие соединения или эвтектики и способствуют межзеренному разрушению при ползучести. Отметим, что вредное влияние этих примесей в сплавах на никелевой основе проявляется при значительно меньшей их концентрации, чем в сплавах на основе железа, причем в последних отрицательное влияние примесей усиливается по мере повышения содержания никеля в сплаве. Введение в сплавы малых количеств щелочноземельных (Mg, Ca, Ba) и редкоземельных элементов (La, Ce), а также циркония и бора оказывает положительное влияние на их жаропроч­ность по следующим основным причинам (М. В. Придан — цев): эти элементы очень незначительно растворяются в сплавах (поэтому их вводят в очень малых количествах — тысячные и сотые доли атомных процентов) и концентриру­ются в приграничных объемах, замедляя приграничную диффузию; они имеют большое химическое сродство к кис­лороду, сере, азоту, водороду и образуют тугоплавкие окис­лы и сульфиды (гидриды и нитриды менее термостойки) ; эти элементы способны образовывать тугоплавкие химичес­кие соединения с примесями легкоплавких цветных метал­лов и частично нейтрализовать их отрицательное влияние.

В порядке уменьшения эффективности влияния на жа­ропрочность никелевых сплавов эти добавки можно распо­ложить следующим образом: В, La, Ce, Ca, Zr, Ba. Содер­жание добавки свыше оптимального уменьшает не только жаропрочность, но и технологическую пластичность спла­вов.

Таким образом, состав и обработка жаропрочных спла­вов должны обеспечить высокий уровень сил межатомной связи; тонкую субмикроскопическую неоднородность строе­ния сплавов; условия для выделения оптимального количе­ства упрочняющих фаз в наиболее эффективных для упроч­нения форме и состоянии; препятствия для развития меж- зеренной деформации и диффузии, особенно при высокотем­пературной ползучести; стабильность структуры сплавов в течение заданного срока эксплуатации; нейтрализа­цию вредных примесей посредством создания тугоплавких соединений и рафинирования сплавов.

СВОЙСТВА И НАЗНАЧЕНИЕ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

В литературе используют разные классификации коррози­онностойких (нержавеющих) сталей и сплавов. В зависи­мости от химического состава стали и сплавы разделяют на классы по основно­му составляющему элементу: хромистые, хромоникелевые, хромомарганцевые, хро — моникельмолибденовые и др.

Наиболее распространено подразделение по структур­ным признакам. В зависимости от структуры стали подразделяют на классы: ферритный, мартенситный, аустенитный, феррито-мар — тенситный, аустенито-мартенситный, аусте — нито-ферритный. В отдельный класс обычно выделя­ют коррозионностойкие сплавы на основе никеля (никеля и хрома, никеля и молибдена).

Отметим, что подразделение сталей на классы по струк­турным признакам условно и проводится в зависимости от

18* 275 Основной структуры, полученной при охлаждении сталей на воздухе после высокотемпературного нагрева. Состав кор­розионностойких сталей регламентируется ГОСТ 5632—72, а механические свойства — соответствующими ГОСТами на полуфабрикаты, например ГОСТ 7350—77 (толстый лист), ГОСТ 5582—75 (тонкий лист), ГОСТ 5949—75 (сортовой прокат) и т. д.

Некоторые стали или виды продукции поставляют по ТУ, согласованным между заказчиком и изготовителем.

Состав, режимы термической обработки, механические свойства и коррозионная стойкость н некоторых средах наиболее распространенных коррозионностойких сталей приведены в табл. 33.

Как указывалось выше, для придания коррозионной стойкости в сталь вводят не менее 12 % Cr. В зависимо­сти от соотношения углеро­да и хрома (рис. 166) стали могут иметь ферритную (08Х18Т, 12X17, 15Х25Т, 15X28), феррито-мартенсит — ную (08X13, 12X13) и мар — генситную (20X13, 30X13, 40X13) структуру. Стали с более высоким содержанием углерода имеют в структуре мартенсит и карбиды, оста­точный аустенит и относят­ся к инструментальным.

1. Мартенситные и мартен — сито-ферритные стали

15X28

Рис. 166. Структурные классы ста­лей в системе Fe—Cr—С н положе­ние на диаграмме промышленных хромистых сталей (А. П. Гуляев)

Мартенситные и мартенсито — ферритные стали обладают хорошей коррозионной стойкостью в атмосферныхусловиях, в слабоагрессивных средах (в слабых растворах солей, ки­слот) и имеют высокие механические свойства (табл. 33). В основном их используют для изделий, работающих на из­нос, в качестве режущего инструмента, в частности ножей, для упругих элементов и конструкций в пищевой и химиче­ской промышленности, находящихся в контакте со слабо­агрессивными средами (например, 4—5|%-ная уксусная ки­слота, фруктовые соки и др.). Эти стали применяют после закалки и отпуска на заданную твердость. Благодаря ма­лой критической скорости закалки стали 30X13, 40X13 за­каливаются на мартенсит при охлаждении на воздухе (рис. 167). Закалку изделий из этих сталей проводят от темпера­тур 950—10200C, так как только выше этих температур происходит полное растворение в аустените карбидов Сг2зС6. После закалки стали отпускают на требуемую твер­дость. Так, после закалки сталь 40X13 имеет твердость

/ 10 Wz IO1 W11Tfi

Рнс. 167. Диаграмма изотермического распада переохлажденного аустенита ста­ли 40X13 (А. П. Гуляев, Т. Б. Токарева):

1 — закалка в масло; 2 — охлаждение иа воздухе; 3 — охлаждение в печн

Рнс. 168. Влияние температуры отпуска иа коррозионную стойкость стали 10X13 в тумане 20 %-иого раствора NaCl

HRC 56—58, после отпуска при 200—300 0C HRC 50, а по­сле отпуска при 600 0C HRC 32—34. В интервале 480— 520 0C наблюдается существенное снижение пластичности и ударной вязкости сталей из-за развития отпускной хрупко­сти.

После закалки стали имеют высокую коррозионную стойкость. Отпуск при 200—400 0C проводят для снятия внутренних напрй^кений; он не оказывает влияния на кор­розионную стойкость. При отпуске выше 500 0C происходит распад мартенсита на феррито-карбидную смесь и выделе­ние карбидов типа Ме2зСв, структура стали становится ге­терогенной, ферритная матрица обедняется хромом, корро­зионная стойкость резко снижается (рис. 168). Отпуск при более высоких температурах повышает коррозионную стой­кость. Чем больше в стали углерода, тем больше выделя­ется карбидов хрома и тем сильнее снижается коррозион­ная стойкость. В связи с этим в практике используют стали


Со ео

S g

I I

Я<е

«

8Voa BEMadon

° ч

ОН вви-%05

8Й» со о в

SS

‘OS’H век-%1

О. &

TONH ВВИ-%В

«о

<N €

«0 С

Я о

?

И"

H

О О.

XO

О <?

О ^

ST

S

S

V H

S я

S

V

О.

И &

S >>

О. в

Другие

Чгг

I ?

А ь

S S

Z

M

Й> Oi S

Я

СО

И

* О.

I

О

S

Е-

O

I 1

2SouSou I SoSQ § м

N JS U ^ U

U Я S1O) S1

? ge S в

О) «в L4 Я H

Го ого о

Q.

О

QOao

Г — coco

Со M оо

OO

I—t

О

OO

OOt-

Т-Ч I

C-COO

I

To

О

OO

00 г» со

Со м

I

Со

Со со

СО СО

!

-

S

StS

Tf 00 о г — г>»

To to

Irt

To

CS

О coo

СО СО tT

О ою

Tf ТГ ТГ

To

Irt

I 0S9 1

Ю со

OO J

SS >

OOQ

I

I

I 0S8 I

OO t"- ю

ООО

Ю irtS

ООО Tf со (N

Ю С5 со

О ю

1

OO OO OO COiO

A M

О о Sx Sx в в

И H

О Г1

О ° " "

IiSii

S — «О & 3® и « ¦о, Й м м и ¦ 5 ™ ч ч о S s»« м к S в м и h « H СО я 3 и ОГОГО

Уи

= 5

Si

S «

0 в

1 С

Sw

S-S «5

Н

(в U

U S »

S H

Щ S

S s

M S

И о S s

2 м я о

5

П Qi

X <? ш S

T — й

U g о

Со

Ч

CS M

Се

M

О о

U

« о

1

S SSS

TOC \o "1-3" \h \z о 222

О се се се

G И И И

В Ч Ч ч

5 се се се

J аа*

2 се се в

<j „

I I I

I I I

«А Л Л

ООО о о

VVV V V

Sa

S S

Ю р. « §•

Нв

& S

Еч

X X

»

O5Ss: и SXu <

CQ

XXX X

XX

Счсо

~ о

5 гасосо а>

Nid

Нн „ ^ttfjw (^n]) 4< JnA il

Ой

Ст: со ю ю

Со Л dJ>J> A J,

If* T-I СЧ

ООО

HH t-ooin

XXX

К Я

S

О. «в S

0 и S

1

А.

Х 3 ж

H

<U (Q

И

S S

M я в s о «

Я

О ец

UU

OO,,

SinU

COO

WKg’

В я™ SfSf I се «Л

S

Ж и I—

Ч ч ее ее U SSg о, сь S OOt-

KXO

Cnj оо irt


С переменным содержанием углерода и хрома: чем выше в стали содержание углерода, тем больше требуется хрома для обеспечения необходимой коррозионной стойкости.

Так, если при 0,15 % С необходимо 12—14|% Cr, то при 0,2—0,4 % С 13—151% Cr, а при 0,6—1,0 % С, 14—16 % Cr. Сталь 12X13 относится к феррито-мартенситным и имеет в структуре 10—15 % б-феррита. После закалки от 1030— 1050° и отпуска при 680—700 0C структура стали представ­ляет собой феррито-карбидную смесь; комплекс механичес­ких свойств ее высокий. В стали 08X13 а-*-у-превращение при нагреве происходит только частично, поэтому она склонна к неполной закалке, a стр;уктура стали после бы­строго охлаждения состоит из феррита и небольшого коли­чества низкоуглеродистого мартенсита, который при отпус­ке распадается на феррито-карбидную смесь. Стали 12X13 и 08X13 имеют более высокие пластические и технологиче­ские свойства; их широко применяют для сварных изделий, работающих в слабоагрессивных средах.

2. Ферритные стали

Эти стали применяют для изготовления изделий, работаю­щих в окислительных средах (например, в растворах азот­ной кислоты), для бытовых приборов, в пищевой, легкой промышленности и для теплообменного оборудования в энергомашиностроении.

Ферритные хромистые стали имеют высокую коррози­онную стойкость в азотной кислоте, .водных растворах ам­миака, в аммичной селитре, смеси азотной, фосфорной и фтористоводородной кислот, а также в других агрессивных средах.

Коррозионная стойкость сталей ферритного класса повы­шается с увеличением содержания в них хрома, уменьше­нием содержания углерода и азота. В зарубежной практи­ке разработаны стали с низким суммарным содержанием углерода и азота (0,025—0,0351%), содержащие 18—28 % Cr и 2—4 ‘% Mo, стабилизированные Ti или Nb. Эти стали на­зывают суперферритами; они имеют высокую стой­кость во многих агрессивных средах, стойки против корро­зии под напряжением, питтинговой и щелевой коррозии. В стали типа 12X17 при высокотемпературном нагреве воз­можно образование аустенита, количество которого зависит от содержания углерода. Только при С^0,03 % в струк­туре стали наблюдается чисто ферритная структура. Наи­большее количество аустенита образуется при температу-

\

Pax 1000—IlOO0C, при более высоких температурах содер­жание аустенита снижается (см. рис. 153).

Образование аустенита в сталях этого типа нежелатель­но, так как при охлаждении происходит мартенситное прев­ращение, что повышает твердость, снижает пластичность сталей, вызывает склонность к МКК. Для предотвращения этого явления уменьшают содержание углерода или вводят титан, ниобий, молибден (стали 08Х18Т, 015Х18М2Б), ко-

Рнс. 169. Схема термической обработки ферритных хромистых сталей (Е. А. Улья — нин):

I — МКК; II — выделение а-фазы; III — развитие 475°-хрупкостн

Торые способствуют получению однофазной структуры, а об­разование карбидов титана и ниобия снижает склонность к росту зерна и улучшает коррозионную стойкость, в част­ности, сварных швов.

Термическая обработка ферритных сталей зависит от конкретных условий производства и эксплуатации (рис. 169). Для того чтобы избежать хрупкости при 475 0C, выде­ления а-фазы и склонности к МКК, применяют отжиг при 560—800°С (рис. 169,6) с учетом временных характеристик ^min и Tmfn или закалку с нагревом в интервале 870—950°С в течение 1 ч с охлаждением в воде (рис. 169,в).

Хромистые стали ферритного класса можно с успехом использовать при работе в агрессивных средах в интерва­ле температур 100—3500C, который ограничен с одной сто­роны хладноломкостью, а с другой — началом развития хрупкости 4750C.

Недостатками хромистых сталей ферритного класса яв­ляются: склонность к росту зерна при нагреве; хрупкость при 4750C или вследствие выделения сг-фазы; сравнитель­но невысокие характеристики прочности и жаропрочности; ограниченные технологические возможности по горячей об­работке в связи с требованием обеспечения сравнительно мелкого зерна и, следовательно, низкой температуры окон­чания деформации; трудности в обеспечении свариваемости и коррозионной стойкости сварных швов.

3. Аустенитные стали

Хромоникелевые стали. Введение в сталь никеля сильно расширяет у-область, снижает температуру мартеиситного превращения и при 8(% Ni сталь с 18 % Cr и 0,1 % С пере­ходит в класс аустенитных. Мартенситная точка Mb при охлаждении для этих сталей лежит несколько ниже комнат­ной температуры, а мартенситная точка при деформации Мд — выше.

Точное положение Mn сталей типа 18-8 определяется со­отношением хрома, углерода, никеля и примесей в стадии меняется в широких пределах от 0 до (—180)-^(—190) 0C.

Мартенсит может быть получен пластической деформа­цией или обработкой холодом. Важно отметить, что состав 18 % Cr—8|% Ni при 0,1 % С требует минимального количе­ства никеля (рис. 170) для обеспечения аустенитной струк­туры, т. е. является наиболее экономически выгодным, что и определило широкую распространенность сталей этого типа.

Основным преимуществом сталей аустенитного класса являются их высокие служебные характеристики (проч­ность, пластичность, коррозионная стойкость в большинстве рабочих сред) и хорошая технологичность. Поэтому аусте­нитные коррозионностойкие стали нашли широкое приме­нение в качестве конструкционного материала в различных отраслях машиностроения.

В хромоникелевых аустенитных сталях промышленных плавок возможны следующие фазовые превращения: 1) об­разование карбидных, карбонитридных фаз и сг-фазы при нагревах в интервале 650—850 0C; 2) растворение этих фаз при нагреве до более высоких температур (1100—1200°С); 3) образование б-феррита при высокотемпературных нагре­вах; 4) образование а — и е-мартенситных фаз при охлаж­дении и пластической деформации.

Выделение карбонитридных фаз происходит преимуще­ственно по границам зерен, что снижает пластичность ста­лей и их сопротивление МКК. Резко охрупчиваются стали при образовании а-фазы.

Присутствие в структуре стали 6-феррита отрицательно сказывает­ся иа ее технологичности, особенно при горячей обработке давлением. Поэтому в сталях, подвергающихся прокатке, ковке, штамповке, при повышенных температурах количество 6-феррита строго лимитируется-

Рис. 170. Схема термической обработки ауетенитиых нержавеющих сталей1 (Е. А. Ульянин):

А — нестабилизированных; 6 — стабилизирующих Ti или Nb

Так, в сталях типа 10Х18Н9Т при нагреве до 1200 0C может образовать­ся до 40—45 % 6-феррита, а в сталях 10Х18Н10Т, 10Х18Н12Б до 15— 20 % б-феррита. Поэтому при выплавке этих сталей требуется обеспе­чить отношение Cr/Ni<l,8, что гарантирует образование не более 10— 15 % 6-феррита.

Ниобий и титан, находясь в твердом растворе (аустените), снижают температуру мартенситного превращения, а при выделении их в карбо — иитридиых фазах происходит обеднение аустенита углеродом и азотом,, и мартенситиая точка повышается.

Присутствие б-феррита понижает мартенситную точку, так как при его образовании происходит перераспределение легирующих элементов и у-фаза обогащается аустеиитообразующими элементами.

Целью. термической обработки является получение аус­тенитной структуры, снятие внутренних напряжений и уст­ранение склонности к МКК, которая возникает при сварке, горячей обработке давлением или других технологических операциях.

Термическая обработка иестабилизированных титаном и ниобием хромоникелевых аустенитных сталей (например, 12Х18Н9) заключается в закалке из однофазной аустенит­ной области (от IOOO0C) в воду (закалка без полиморфно­го превращения) (см. рис. 170,а). Считается, что закалку следует проводить от температур несколько выше темпера­туры растворения хромистых карбидов (7р), причем чем выше содержание углерода в стали, тем от более высоких температур проводят закалку.

Стали, стабилизированные титаном или ниобием, зака­ливают из двухфазной области аустенита и специальных карбидов TiC (или NbC), причем температура закалки не зависит от содержания углерода и составляет обычно 1000—IlOO0C, чаще всего 1050°С (см. рис. 170,6). Более высокие температуры нецелесообразны из-за возможного роста зерна и начала растворения специальных карбидов.

После закалки стали приобретают оптимальное сочета­ние характеристик механических свойств и коррозионной стойкости.

Недостатком закалки является необходимость нагрева до высоких температур, быстрого охлаждения, что часто трудно технологически осуществить и вызывает коробле­ние конструкции. Стабилизирующий отжиг для сталей без титана и ииобия (рис. 170, а) преследует цель повышения концентрации хрома на границе аустенит — карбид, что приводит сталь в состояние высокого сопротивления МКК. Несмотря на присутствие карбидов хрома в сталях после отжига при 850—950 °С, они не склонны к MKK-

Для сталей, легированных титаном и ниобием, в процес­се отжига возможно превращение карбидов хрома в специ­альные карбиды TiC или NbC, что также, устраняет склон­ность к MKK (см. рис. 170,6). Температура стабилизиру­ющего отжига обычно составляет 850—950 0C. Отжиг до­пускает бодее медленное охлаждение, обычно на воздухе, и более эффективен для стабилизированных сталей.

Хромомарганцевоникелевые и хромомарганцевые стали. Марганец, как и никель, является аустенитообразующим элементом, однако он обладает менее сильным действием на стабилизацию аустенита. Из рис. 171 видно, что аусте- нитиую структуру в Cr—Mn сталях можно получить только при содержании >15,% Mn и <15 % Cr. При других соот­ношениях легирующих элементов структура сталей получит­ся двухфазной (аустенит+феррит или мартенсит или а-фа~ за). Поэтому при замене никеля марганцем приходится по­нижать содержание хрома или заменять никель частично, или дополнительно легировать стали таким сильным аусте — нитообразующим элементом, как азот. В табл. 33 приведе­ны состав и свойства хромомарганцевой стали с азотом 10Х14АГ15 (0,15—0,25 % N) и хромомарганцевоникелевой

Стали 10Х14Г14Н4Т, нашедших применение в промышленности (в основном в торговом и пи­щевом машиностроении). Кро­ме этих сталей, применяют так­же стали 20Х13Н4Г9, 12Х17Г9АН4 и др.

Коррозионная стойкость is Mn хромомарганцевых и хромо-

Марганцевоникелевых сталей

Рис. 171. Структурная диаграм — ВО МНОГИХ ЭГреССИВНЫХ среДЭХ

За\алГеотЫп^сгТГф?0хие достаточно высокая, однако в мушии) • средах высокой агрессивности

(например, азотная кислота, среды с галогенами, сульфа­тами, сульфидами) марганец оказывает отрицательное влияние на сопротивление коррозии.

Поэтому коррозиониостойкие хромомарганцевые стали следует применять только после тщательных испытаний на коррозионную стойкость в рабочей среде. В настоящее вре­мя в технике накоплен большой опыт по рациональному использованию сталей с частичной или полной заменой ни­келя марганцем в качестве коррозионностойкого материала.

При нагреве этих сталей (550—800 0C) в них по границам зерен вы­деляются карбиды типа Сг2зСб, при этом скорость процессов выделения определяется содержанием углерода. При наличии в сталях азота ста­билизация титаном не устраняет склонности к МКК, так как могут об­разовываться нитриды титана. Поэтому для предотвращения склонности к MKK в этих сталях требуется понижать содержание углерода «0,03 %).

Хромомарганцевые стали имеют более высокие прочностные свойст­ва, чем хромоникелевые, и большую склонность к образованию мартен­сита при деформации. Следует отметить, что хромомарганцевые аусте­нитные стали сильнее упрочняются при пластической деформации, чем хромоникелевые, даже без учета мартенсита деформации, т. е. при дефор­мации выше Mn. Это обычно связывают с вероятностью образования и величиной энергии дефектов упаковки: никель повышает, а марганец понижает вероятность образования дефектов упаковки в аустените.

Термическая обработка этих сталей заключается в за­калке от 1000—IlOO0C с целью обеспечения аустенитной структуры, снятия предшествующего наклепа и устранения склонности к МКК.

Выдержка под закалку хромомарганцевых сталей дол­жна быть минимальной, так как марганец имеет тенденцию к избирательному окислению при высоких температурах, в результате чего поверхностные слои обедняются марган­цем и могут приобретать феррито-аустенитную структуру, что является нежелательным явлением. Эти стали применя­ют как заменители хромоникелевых сталей в средах сред­ней агрессивности, их используют в широких диапазонах температур.

4. Аустенито-ферритные и аустенито-мартенситные стали

Аустенито-ферритные стали. Преимущество сталей этой группы — повышенный предел текучести по сравнению с аустенитными однофазными сталями, отсутствие склонно­сти к росту зерна при сохранении двухфазной структуры, меньшее содержание остродефицитного никеля и хорошая свариваемость, меньшая склонность к МКК. Состав, режи­мы термической обработки и свойства некоторых аустени — то-ферритных сталей приведены в табл. 34.

Повышенное сопротивление MKK объясняют более мел­козернистой структурой двухфазных сталей, что приводит к меньшей концентрации карбидных фаз по границам (вы­делением карбидов типа Me23C6 на границе б—у-фаз). По­скольку условия проявления MKK в этих фазах разные, то — концентрация хрома в приграничных участках не опуска­ется ниже допустимого уровня. Так как концентрация уг­лерода в аустените выше, чем в феррите, карбиды выделя­ются по границам, не образуя непрерывной сетки.

Аустенито-ферритные стали находят широкое примене­ние в различных отраслях современной техники, особенно — в химическом машиностроении, судостроении, авиации.

Принципиальное отличие сталей аустенито-ферритного — класса в том, что благодаря более высокому содержанию в них хрома аустенит становится более устойчивым по от­ношению к мартенситному превращению, хотя полностью — исключить возможность образования мартенсита в этих сталях не всегда удается.

Аустенито-ферритные стали весьма сложны по химиче­скому составу, могут иметь в структуре различное соотно­шение аустенитной и ферритной фаз. В них могут происхо­дить следующие основные фазовые превращения:

Таблица 34. Состав и механические свойства аустеиито-ферритных и аустенито-мартенситных коррозионностойких сталей

Марка стали

Содержание основных элементе®, %

Режим термической

0B

Б

Ч>

С

Cr

Nl

ДРУ — гие

Обработки

МПа

%

Аустенито-ферритные стали

•08Х22Н6Т

<0,08

21—23

5.3—

(5С—

Закалка 1050 0C

680

419

38

45

6.3

0.65) Ti

Деформация 35 %

1350

1200

8

Ю8Х21Н6М2Т

<0,08

20—22

5.5-

1,8—

Закалка 1050 °С

720

440

50

55

6,6

2,5 Mo

0,2-

0,4 Ti

Ч18Х18Г8Н2Т

<0,08

17—19

1,8—

0.2-

Закалка 1000 °С

880

470

29

45

2,8

0.5 Ti

7.9-

9,0 Mn

Аустенито-мартенситные стали

07Х16Н6

0,05—

15,5—

5,0—

Закалка IOOO0C

1100

900

20

67

0,09

17,5

8,0

Обработка холодом

—70 0C1 2 ч, отпуск

350 "С

•09Х15Н9Ю

<0,09

14—16

7,0-

0.7—

Закалка 975 "С, об­

1250

1000

20

56

9,4

1.3 Al

Работка холодом

—70°С, 2 ч, старение

4.5-

450"С. 1 ч

08Х17Н5МЗ

0,06—

16-

3—3,5

Нормализация 950 0C1

1200

850

20

50

0.1

17,5

5,5

Mo

Обработка холодом

—70 "С, 2 ч, старение

1300

1200

450 °С, 1 ч, деформа­

5

Ция 70 %

1. Изменение количества аустенита и феррита в зависи­мости от температуры нагрева (в соответствии с положени-: — ем линий на диаграмме состояния).

2. Распад 6-феррита с образованием а-фазы и вторично — : го аустенита.

3. Выделение карбидных, нитридных и интерметаллид-j ных фаз, которое может происходить как из аустенита, так я из феррита.

4. Мартенситные у-*-ам-превращения при охлаждении ; лли при деформации.

5. Процессы охрупчивания ферритной фазы, связанные •с явлениями упорядочения и расслоения («хрупкость 475 °С»). I

Возможность протекания в аустенито-ферритных сталях ; •сложных фазовых превращений в различных интервалах, температур накладывает существенные ограничения на ре-] жимы их технологии производства и области применения. |

Присутствие б-феррита резко ухудшает пластичность сталей при го­рячей обработке давлением, особенно при прокатке и прошивке труб, что связывают с различным сопротивлением феррита и аустенита де­формированию, с разной скоростью рекристаллизации: менее прочные и быстро рекристаллизующиеся зерна феррита приводят к локализации в них пластической деформации и концентрации напряжений.

На рис. 172 приведена зависимость технологической пластичности двухфазных сталей от количественного соотношения а и у фаз. Видно,

Б о, г, МПа

Рис. 172. Влияние соотношения а- и v-фаз на технологическую пластичность ста­лей при высоких температурах (А. А. Бабаков, М. В. Прнданцев):

1 — хорошая; 2 — пониженная; 3 — плокая

О го 40 60 80 700о, % WO 80 60 40 20 О/,%

— Al C1N1Ni1Cr1MO

Легирование

Рис. 173. Изменение предела текучестк нержавеющих сталей в зависимости от легирования после различной обработки:

/ — закалка; 2—закалка в обработка холодом; 3 — закалка, обработка холодом и старение. 1 — мартеиситный класс; II — аустенитио-мартенситный класс; III Аустеиитный класс

Что наиболее пластичны однофазные сплавы, однако можно подобрать такой режим прокатки, при котором пластичность двухфазных сталей будет вполне достаточной для производства.

По данным завода «Серп и молот», наиболее высокая пластич­ность аустенито-ферритных сталей наблюдается в интервале 950— 1050 °С, что объясняется наименьшей разницей в свойствах ферритиой. и аустенитной составляющих (И. Я. Сокол). Этим же объясняется по­ложительное влияние на горячую пластичность кремния, который силь­нее упрочняет феррит.

На аустенито-ферритных сталях проявляется эффект сверхпластич­ности, который заключается в очень высокой пластичности (до 300— 600 %) этих сталей без наклепа в определенных интервалах темпера­тур и скоростей деформации и объясняется образованием особой мелко­зернистой двухфазной структуры (величина зерна 2—3 мкм), получив­шей в литературе название микродуплекс.

Промежуточную термическую обработку сталей этого — класса проводят обычно для снятия наклепа при произ­водстве тонкого листа или проволоки. При этом после смягчающей термической обработки или горячей деформа­ции охлаждение от 900—IOOO0C должно быть ускоренным,, чтобы предотвратить охрупчивание.

Температуру закалки этих сталей выбирают в зависи­мости от состава и назначения детали; она обычно состав­ляет 900—IlOO0C. Стали, предназначенные для сварных деталей, подвергают отпуску для снятия напряжений, при­чем температуры и время отпуска выбирают с учетом пре­дотвращения охрупчивания стали в интервале «хрупкости 475 °С» и охрупчивания вследствие сигматизации сталей в интервале 650—850 °С.

Аустенито-мартенситные стали. Потребности новых от­раслей современной техники в коррозионностойких сталях повышенной прочности и технологичности привели к разра­ботке сталей аустенито-мартенситного (переходного) класса.

Структура этих сталей после закалки представляет со­бой неустойчивый (метастабильный) аустенит, который мо­жет претерпевать мартенситное у->ам-превращение в ре­зультате обработки холодом или пластической деформации ниже Мд. Свойства определяются соотношением количест­ва аустенита и мартенсита в структуре. Изменения прочно­стных свойств в зависимости от содержания легирующих элементов в сталях мартенситного (I), переходного (//) и аустенитного (III) классов приведены на рис. 173.

Температура Ma в этих сталях должна лежать ниже комнатной, но не настолько низко, чтобы сталь была Ста­бильной при обработке холодом. В аустенито-мартенсит — ных сталях может образовываться некоторое количество •6-феррита, однако его присутствие в структуре ограничивав ют из-за возможного охрупчивания сталей и снижения уров­ня прочности.

Состав сталей этого типа приходится строго контроли­ровать для поддержания сбалансированного содержания — феррито — и аустенитообразующих элементов и заданной температуры мартенситного превращения. Накопленный экспериментальный материал позволяет ориентировочно оценить действие различных легирующих элементов на со-; держание б-феррита и положение точки Mh в сталях этого] типа, что позволяет рассчитать состав стали. Ниже показа-; но влияние легирующих элементов на количество 6-ферри­та и положение мартенситной точки сталей переходного класса (Ф. Б. Пикеринг):

-Легирующий эле­мент……..

N

С

Ni

Со

Cu

Mn

-200

—180

—10

—6

—3

—1

—450

—450

—20

+ 10

—35

—30

Изменение 6-ферри — та, %, иа 1 % л. э. . Изменение Мн, 0C, на 1 % л. э

Продолжение

Легирующий эле­мент…….

Изменение б-ферри­та, %, иа 1 % л. э. . Изменение Afa, cC,

W

Si

Mo

Cr

V

Al

+8

+8

+11

+ 15

+19

+38

—36

-50

—45

—20

—46

+53

Дополнительное упрочнение этих сталей может быть по­лучено в результате дисперсионного твердения мартенсита при температурах 400—500 0C. Для этого в стали вводят такие элементы^ как алюминий, медь, титан. В этом случае в сталях возможно выделение интерметаллидной фазы NiAl, когерентной с о. ц. к.-матрицей, и NiTi или Ni (Al, Ti), также имеющих о. ц. к. структуру; при введении меди обра­зуются комплексы, очень богатые медью (предположитель­но твердый раствор никеля в меди).

В процессе отпуска в сталях выделяются карбонитри­ды молибдена и ванадия, что также повышает прочность. Однако в результате старения падают характеристики пла­стичности, поэтому при легировании сталей стремятся к максимальному выигрышу в прочности при заданных ха­рактеристиках пластичности.

Экспериментально установлено, что оптимальное сочета­ние прочности и пластичности обеспечивает легирование молибденом и алюминием, что объясняет наиболее широ­кое распространение сталей соответствующих композиций.

5. Сплавы на железоникелевой и никелевой основе

При изготовлении химической аппаратуры, особенно для работы в серной и соляной кислотах, необходимо применять сплавы с более высокой коррозионной стойкостью, чем аус­тенитные стали (табл. 35). Для этих целей используют сплавы на железоникелевой основе типа 04ХН40МДТЮи сплавы на никельмолибденовой основе Н70МФ, на хромо­никелевой основе ХН58В и хромоникельмолибденовой ос­нове ХН65МВ, ХН60МБ.

Структура сплава 04ХН40МДТЮ после закалки — аустенит с вклю. чеииями карбоиитридов титана. После старения в сплаве наблюдается до 14% интерметаллидной у’-фазы типа №3(А1, Ti), что сопровождается значительным упрочнением. Сплавы этого типа могут работать в кон­такте с агрессивными средами (например, растворы сернистой и фос­форной кислот) при наличии значительных механических напряжений.

289

Структура сплава Н70МФ после закалкн от 1070—IlOO0C—«- твердый раствор молибдена в никеле и некоторое количество специаль-

19—970

Таблица 35. Состав и механические свойства коррозионностойких

Сплав

Содержание основных элементов,

%

С

Cr

Ni

Mo

Другие

04ХН40МДТЮ (ЭП288)

Н70МФ

(ЭП814А)

ХН58В

(ЭП795)

ХН65МВ

0,04

0,02 0,03

14—17 39—41

39—42

Оси. Оси.

4,5—6 25—27

2,5—3,2 Ti, 0,7—1,2 Al, 2,7—3,3 Cu 1,4-1,7 V

0,5—1,5 W

0,03

14,3—16,5

Осн.

15

3,0—4,5 W

Ных карбидов Mo6C и VC. Нагрев сплава при 600—800 0C отрицатель­но сказывается на его коррозионной стойкости и сопротивлении MKK из-за выделения по границам зерен карбидов М012С н иитерметалли — ческих фаз типа Ni+Mo и №зМо. Сплав применяется для работы в ор­ганических кислотах, солянокислых средах н концентрированных раст­ворах серной и фосфорной кислот.

Структура сплавов ХН58, ХН6ГМВ после закалки от оптимальных температур — а-твердый раствор с первичными карбидами типа Me6C..

При иагреве в интервале 800—IOOO0C в них могут выделяться карбиды и иитерметаллиды (Me23Ce, ц-фаза типа (Ni, Cr)7(Mo, W)6), что отрицательно сказывается на их коррозионных свойствах. Эти сплавы предназначены для изготовления емкостей и трубопроводов в хи­мическом машиностроении, для работы при повышенных температурах, в средах высокой агрессивности (солянокислые, сернокислые среды, хлор, уксусная кислота и др.).