Специальные стали | Металлолом — Part 2

Страница 2 из 8«12345»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*

—*

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

•*

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, %

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

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.

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):

IIU 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.

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

Scroll to Top