Специальные стали | Металлолом — Part 2

Страница 2 из 8«123 4 5…»Последняя »

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.

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 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

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.

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*
—*
	9°
	О_
О»	О»

ХЭ стГ— 9 I

S-IIlJ

~ к сч — I О

Ttl

S1 с о л >

З s^S

О vO vOtfS _ •»» в\ О4» LiJ

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 {-

CN —

CN ©

X Ж

О Л

4T w

И о

S-

Ю со X

Оо о

О.

•*

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 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, %

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

сч о t-^ю о К.— S

О оо о СО юо ю

Ю сч О

К а N

С к

S §

— а

CJCD

. «со

СО Ю CD

У — У

О —

00 о

О ю о>

В н О

В ь O

ГаО

К —

00 со

S *

S —

00 LO

О о

О f—

О (N

И га го S

К —

Я и

Го S

RaU о.1=5

О!

S f —

S о аю

Л) CS

Ь а

.О

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~

-О 0-0

-о

J1 ю оо*

Ю о

Ю.—*

СО*

»о •»Г

О со

Со

О»

СО

О»

Со О

СО

О»

TS «

1° Ss

Еч

О»

S *

О.

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 T,°C

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.

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

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.

— j -/\

/щ

/ Щ. Ц-Х-)

R 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

	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.

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