- подробнее на сайте Lider-pc.Ru оборудование для детских площадок оптом.
Применение быстрорежущих сталей для режущего инструмента позволяет повысить скорости резания в несколько раз, а стойкость инструмента — в десятки раз. Главной отличительной особенностью быстрорежущих сталей является их высокая теплостойкость или красностойкость[22] (600—700 °С) при наличии высокой твердости (63—
7
3 V,%
PBMSK Os-P12K
PWKsviZijp9К5 °Р9 Р12 о Zs P 6 M 5
Рис. 211. Соотношение между средним содержанием углерода и ванадия в некоторых марках быстрорежущих сталей (по ГОСТ 19265—73)
С,%
1,0
0,9 0,8
0,7
О,8 1,2 1,е с,%
Рис. 210. Вертикальный разрез диаграммы системы Fe—W—Cr—V при 18 % W; I % V и 4 % Cr; 8 — интерметаллид (Мураками, Хатт с дополнениями Kyo)
361
70 HRC) и износостойкости инструмента. Уникальные свойства быстрорежущих сталей достигаются посредством специального легирования и сложной термической обработки, обеспечивающих определенный фазовый состав.
1. Ррль легирующих элементов и фазовый состав стали
Основными легирующими элементами быстрорежущих сталей, обеспечивающими высокую красностойкость, являются вольфрам, молибден, ванадий. Кроме них, все стали легируют хромом, а некоторые — кобальтом. Важным компонентом является углерод.
Карбидообразующие элементы образуют в стали специальные карбиды: MeeC на основе вольфрама и молибдена,
MeC на основе ванадия и Me23C6 на основе хрома. Часть атомов Me в указанных карбидах составляют железо и другие элементы (см. гл. VIII, п. 3).
Вертикальный (политермический) разрез диаграммы состояния системы Fe—Cr—W—V, характерный для быстрорежущих сталей, приведен на рис. 210[23]. Аустенит в быстрорежущих сталях получается при нагреве выше 800— 900 °С, однако при этих температурах аустенит не обогащен основными легирующими элементами и углеродом. Поэтому закалка стали от температуры выше Ac3 (линии 1—3—2) на 30—50 0C, как принято для обычных сталей, не может обеспечить главного свойства быстрорежущей стали — красностойкости. Красностойкость достигается лишь после высокотемпературного нагрева под закалку до температур несколько ниже линии солидуса Ai (линия 1—2), когда значительная часть легированных карбидов растворяется в аустените, обогащая его вольфрамом, молибденом, ванадием, хромом и углеродом. Полного растворения в аустените карбида Me6C, а также MeС, как видно из диаграммы состояния, даже при столь высоких температурах не происходит. Повышение содержания углерода в стали приводит к понижению температуры закалки, так как линия солидус 1—2 понижается с 1330 0C (0,6 % С) до IlOO0C (1,5 % С). Диаграмма также показывает, что обезуглероживание быстрорежущей стали (до % С V0JVm >1.
Данные о соотношении объема окисла к объему металла приведены в табл. 42.
Таблица 42. Соотношение объемов окисла и металла
|
Металл |
Окисел |
V0K! V Me |
Металл |
Окисел |
VOK ‘vMe |
|
Li Na Mg Ni Со Fe Fe Fe |
LiO2 Na2O MgO NiO CoO FeO Fe3O4 Fe2O3 |
0,57 0,59 0,79 1,52 1,75 1,77 2,14 2,09 |
Cu Al Zr Nb Cr Mo W |
Cu2O Al2O3 ZrO2 Nb2O5 Cr2O3 MoO3 WO3 |
1,67 1,31 1,60 2,81 2,02 3,45 3,36 |
Защитные свойства пленок определяются рядом факторов, из которых сплошность является необходимым, но недостаточным условием.
Окалина, образующаяся на железе и сталях при нагреве в воздухе или кислородсодержащих средах, состоит из трех слоев: вюстита FeO, магнетита FeeO.! и гематита Fe2Os. Ниже 575 0C вюстит не образуется, а с повышением температуры его количество резко возрастает, составляя выше 750 0C 94—95 % всей окалины. Вюстит FeO представляет собой твердый раствор вычитания с дефицитом атомов железа; скорость окисления при наличии этого окисла резко возрастает.
Если сплошные пленки окислов являются защитными, т. е. затрудняют перемещение ионов металла и окислителя друг к другу, то рост таких пленок идет с самоторможением процесса по мере утолщения пленки (рис. 198). Процесс роста сплошных пленок является сложным и состоит из нескольких стадий, протекающих последовательно: адсорбция кислорода, его ионизация, диффузия ионов металла и кислорода через пленку, реакция образования окисла, изменение состава поверхностных слоев.
Скорость процесса окисления зависит от многих факторов, главными из которых являются: физико-химические свойства окислов (устойчивость, температура плавления, плотность, адгезивные свойства, летучесть, пластичность); скорость диффузии ионов кислорода и металла через пленку и скорость реакции образования окисла; кристаллическое и размерное соответствие решеток сплава и окисла.
Высокотемпературное окисление, контролируемое диффузионными процессами переноса ионов металла и кисло-
Рис. 198. Схема образования сплошной окисной пленки на металлах VVe); 2) внутренние напряжения прн изменении температуры вследствие различия коэффициентов теплового расширения металла и окнсла; 3) внутренние напряжения на неровной поверхности; 4) напряжения от служебных нагрузок деталей.
Все эти напряжения вызывают деформацию и разрушение окисных пленок, снижают нх защитные свойства.
На многих сплавах, особенно сложнолегированных* часто образуются двойные окнслы типа шпинелей, которые оказываются значительно устойчивей, чем простые окислы компонентов сплава.
Так, при окислении легированных сталей возникают шпннелн типа FeCr2O4, FeAl2O4, NiCr2O4 и др. В элементарной ячейке шпинели узлы заняты кислородом и имеются 32 окта — н 64 тетраэдрнческне поры, в которых располагаются ноны металлов.
Высокие защитные свойства двойных окислов со шпи — нельной структурой В. И. Архаров связывает с плотностью упаковки этих структур. Защитные свойства этих окислов тем выше, чем меньше параметр решетки.
Следовательно, прн создании жаростойких сплавов следует учитывать не только плотность р и диффузионную проницаемость окисных слоев, но также их физико-механиче — скне свойства (прочность, пластичность, различие коэффициентов линейного р, и объемного расширения металла и окисла) и характер адгезивных связей пленки с металлом (табл. 43). Множество теоретических и экспериментальных
Таблица 43. Свойства некоторых окислов, образующихся в жаростойких сталях
|
Металл |
Olc-W |
Окисел |
Р, г/см* |
‘ил — °с |
T, 0C СП’ |
|
|
Fe |
11,2 |
FeO |
5,9 |
13,4 |
1377 |
720 |
|
Fe |
Fe3O4 |
5,2 |
— |
1527 |
810 |
|
|
Fe |
— |
Fe2O3 |
5,2 |
— |
1565 |
840 |
|
Cr |
8,1 |
Cr2O3 |
5,2 |
9,6 |
2275 |
1260 |
|
Al |
22,9 |
Al2O3 |
3,9 |
8,0 |
2050 |
1160 |
|
Si |
— |
SiO2 |
43 (300 0C) |
2,5 |
1700 |
880 |
|
Ti |
8,4 |
TiO2 |
— |
8,2 |
1577 ‘ |
¦ — |
|
Ni |
12,4 |
NiOa |
12,4 |
1975 |
Работ, посвященных жаростойкости, позволяет выделить трн наиболее важные причины повышения жаростойкости при легировании сталей и сплавов: 1) ноны легирующего элемента входят в решетку окисла основного компонента, уменьшая его дефектность н диффузионную проницаемость; 2) легирующий элемент образует на поверхности сплава свой защитный окисел, препятствующий окислению основного металла; 3) легирующий компонент с основным металлом образует двойные окнслы типа шпинелей, обладающие повышенными защитными свойствами.
Этн факторы не исключают друг друга, а дополняют и дают возможность обосновать существующие, а также более рационально разрабатывать новые жаростойкие сплавы.
Основными легирующими элементами, повышающими жаростойкость сталей, являются хром, кремний и алюминий.
При легировании сталей хромом жаростойкость резко повышается (рнс. 200), что связано с образованием на поверхности сталей прочной и тугоплавкой окиси хрома CrjO3 или оккслов шпянельиого типа.
В сталях CrjO3 образуется только при высоких содержаниях хрома (больше 30 %), а при более низких концентрациях образуются твердые растворы Fe2O3 и Cr2O3. В хромистых сталях не обнаруживается вюстит (FeO) до 700 °С, что говорит о значительном повышении температуры превращения Fe0-»-Fe203.
Сопротивление окислению хромистых сталей сравнительно мало зависит от содержания углерода. Например, изменение содержания угле рода от 0,1 до 1,7 % в стали с 20 % Cr почти не влияет на жаростойкость. Поэтому пониженное содержание углерода в жаростойки сталях связано с требованиями обеспечения ферритиой структуры и технологических свойств, а не с жаростойкостью. Железохромистые стали более стойки в средах, содержащих серу, чем хромоникелевые стали ш сплавы иа никелевой основе.
Кобальт может образовывать окислы CoO и Co3O4 и занимает по жаростойкости промежуточное положение между железом и никелем. Легирование кобальтом мало изменяет жаростойкость сталей.
N
^ 30
«\э
I 20
I
Ш70 !
-о
500 700 900 1100 800 900 1000 1100 1200 Температура испытания, 0C
Рис. 200. Влияние хрома (а), никеля и кремния (б) на жаростойкость сталей. (Ф. Ф. Хнмушин):
1 — углеродистая сталь; 2 — 5 % Cr; 3—13 % Cr; 4—17 % Cr; 5 — 25% Cr; 6 — 30 % Cr; 7 —18 % Сг+1 % Si; «—18% Cr+40 % N1+1 % Si; 9 — 25% Сг+20 %№+¦ + 1 % Si; 10 — 25% Cr+20% Ni+2,5 % Si; Л— 30% Cr; 12 — нихром 80—20
Никель обладает более высокой жаростойкостью, чем железо в окислительных средах. Никель образует только окисел NiO, который в отличие от вюстита FeO имеет в структуре мало вакансий, что затрудняет диффузию через пленку окисла.
Положительное влияние никеля на жаростойкость сталей заметно при достаточно больших содержаниях его, обычно выше 10—12 %. Считается, что максимальное сопротивление окислению при температурах 800—1200 0C у Cr—Ni сталей может быть получено в достаточно широком интервале концентрационных соотношений хрома и никеля, при этом чем выше содержание хрома, тем меньше необходимо никеля для достижения высокой жаростойкости.
Кремний существенно повышает жаростойкость в окислительных средах, а в атмосфере водяных паров его влияние незначительно. Образующийся при введении кремния окисел имеет хорошую жаростойкость, однако при наличии больших количеств кремния снижается температура спекания (?Сп) окислов и температура их плавления. При малых содержаниях кремния (до 4 %) окисел SiO2 не обнаруживается, но образуются силикаты с малой диффузионной проницаемостью. Поэтому содержание кремния в жаростойких сталях ие превышает обычно 2—3 %, что позволяет понизить содержание хрома и никеля и обеспечить достаточный уровень жаростойкости.
Алюминий весьма эффективно повышает жаростойкость железа и хромистых сталей. Хромистые стали с алюминием обладают очень высокой жаростойкостью и могут работать при температурах до 1300— 1400 0C (рис. 201). Наиболее эффективно для повышения жаростойкости введение 5—8 % Al. Чем выше содержание хрома, тем меньше иужио вводить алюминия для получения требуемой жаростойкости. В процессе работы наблюдается преимущественная диффузия алюминия в поверхностные слои и восстановление окисных пленок. В результате защитные свойства окислов этих сплавов сохраняются длительное время, но содержание алюминия в процессе работы постоянно понижается. Кремний н алюминий оказывают также положительное влияние на жаростойкость нихромов при введении их в количестве до 2—3 %, что связыва-
Температура испытания, «С
Рис. 201. Влияние хрома и алюминия на жаростойкость сталей (Ф. Ф. Химушин):
/ — 20 % Cr; 2 — 30 % Cr; 3 — 40 % Cr; 4 — 25 % Сг + 1,5 % Al; 5 — 10 % Сг + 5 % Al; 5-30% Сг+5% Al; 7-15% Сг+5 % Al; 8- 25% Сг+5 % Al; 9-40% Cr+ + 10 % Al; 10 — 65 % Cr +10 % Al
Ется с легированием этими элементами двойных окислов никеля и хрома.
Ванадий, молибден и вольфрам оказывают отрицательное влияние на жаростойкость сталей и сплавов вследствие образования окислов с низкими температурами плавления и испарения.
Так, молибден может образовывать окисел MoO3 с температурой плавления 795 0C, а ванадий — окисел V2O5 с температурой плавления 658 «С. Температуры плавления и испарения окислов вольфрама и его отрицательное влияние проявляется при более высоких температурах испытания (выше IOOOcC).
Введение этих элементов вызывает образование пористой, рыхлой окалины, которая не обладает защитными свойствами. В сплавах на ии — кельхромовой основе отрицательное влияние молибдена проявляется менее заметно, особенно при повышенном (~ 20 %) содержании хрома. Это объясняется тем, что в присутствии больших количеств никеля и хрома молибден ие образует летучих окислов, а входит в состав двойного окисла NiO-MoO4 и молибдата никеля. ] Влиявие марганца на жаростойкость сталей и сплавов считается от-, рицательным, что проявляется при высоких температурах испытаний (выше 800 cC) в образовании рыхлой и хрупкой окалины. Однако работы О. А. Банных с сотрудниками показали перспективность использования хромомарганцевых ауетеиитиых сталей с алюминием в качестве жаростойких и жаропрочных материалов, работающих до 900 0C.
Современные жаропрочные сплавы на никелевой основе имеют очень сложный состав: в них входят до 7—9 основных легирующих элементов и большое количество примесей, содержание их следует контролировать в сплаве.
Никель образует твердые растворы со многими элемен — тами, что обусловливает значительные возможности достижения высокой жаропрочности сплавов на его основе. Температурная зависимость растворимости некоторых элементов приведена на рис. 192. При 1000°С кобальт, железо, марганец и медь образуют неограниченные твердые растворы, а такие тугоплавкие металлы, как хром, вольфрам, молибден, тантал, ниобий, ванадий, — ограниченные твердые растворы с различными областями гомогенности. Растворимость при 1000°С таких элементов, как титан и алюминий, составляет соответственно 10 и 7 %.
Важно отметить, что растворимость легирующих элементов в многокомпонентных сплавах на основе никеля может существенно различаться в сторону уменьшения от значений, полученных, при изучении бинарных сплавов никель — легирующий элемент.
Многие из легирующих элементов, растворимые в никеле — или нихроме, являются эффективными упрочнителями и повышают сопротивление ползучести сплавов на основе никеля (см. рис. 180).
Несмотря на сложность составов жаропрочных никелевых сплавов, можно сформулировать следующие основные принципы, используемые при их создании:
1. Жаропрочные сплавы представляют собой основной (матричный) у-твердый раствор на хромоникелевой основе, легированный кобальтом и тугоплавкими элементами- упрочнителями (Mo, W, Nb), причем наиболее эффективно» влияние оказывает на жаропрочность именно комплексное введение легирующих элементов. Содержание этих легирующих элементов в сплаве зависит от его назначения Я экономической целесообразности.
2. В сплавах обязательно присутствуют титан, ниобий к алюминий (суммарно до 8—10 %), которые в основном обеспечивают образование главной упрочняющей фазы этих сплавов «у’-фазы.
10 20 30 Ю 50 Элемент,% (по массе)
Рис. 192. Температурная зависимость растворимости легирующих элементов в никеле (М. В, Приданцев)
3. Присутствующие в сплавах хром и алюминий обеспечивают сопротивление окислению и газовой коррозии
Вследствие образования защитных пленок, богатых окислами Cr2O3 и Al2O3.
4. Углерод содержится в сплавах в небольших количествах (обычно 0,08—0,12 %), образуя карбиды и карбонитри — ды. Существенное влияние оказывает также бор, который вводится в сплавы в количестве 0,005—0,015 % В и образует бориды типа MeB2. Кинетика выделения и морфология карбидных и боридных фаз при кристаллизации, термообработке и в процессе эксплуатации также в значительной степени определяет жаропрочность сплавов на никелевой основе.
5. Важное значение имеют в никелевых сплавах легкоплавкие примеси (Pb, Cd, Ag, Bi, Sb, S), содержание которых следует ограничивать, так как они снижают их жаропрочные и технологические свойства. Уменьшение количества примесей возможно благодаря применению чистых шихтовых материалов, введению р. з. м. и обработке расплавов специальными шлаками, применением различных методов специальной металлургии (ЭШП, ЭЛП, ВДУ и ДР-)-
Таким образом, жаропрочность, жаростойкость и другие характеристики сплавов на никелевой основе связаны с оптимизацией их состава по соотношению легирующих элементов, входящих в матричный у-твердый раствор и упрочняющие интерметаллидные, карбидные и боридные фазы, а также с уровнем содержания вредных легкоплавких примесей.
Выбор состава сплава следует проводить с учетом его рабочей температуры, напряжений, агрессивности среды, ресурса и режима работы.
В сплавы, предназначенные для работы при сравнительно невысоких температурах (750—850°С) длительное время, вводят повышенное количество хрома (до 16—18%)», молибдена и вольфрама (до 10—12% суммарно), титана, ниобия и алюминия (8—10% суммарно). Это дает возможность получить большое количество упрочняющей у’-фазы. высокую легированность и жаропрочность матрицы.
Для высокотемпературной (975—1050°С) работы важно положение температуры солидуса сплава. Поэтому в сплавах ограничивают содержание хрома (6—10%), молибдена (3—4%) и титана. Введение дополнительно кобальта и вольфрама несколько повышает температуру солидуса, что полезно.
При работе в средах повышенной агрессивности (например, содержащих соли, соединения ванадия и др.) важнейшим элементом, обеспечивающим коррозионную стойкость, считается хром.
Оценку роли различных элементов на сопротивление горячей коррозии можно дать ориентировочно, подсчитав эквивалент хрома по формуле Рентца:
Многие исследователи указывают на положительное влияние р. з. м. на жаростойкость никелевых сплавов, свя-
Ho
Рис. 193. Фазовые диаграммы, иллюстрирующие области существования v-граие — цеятрированиого твердого раствора в тройных Ni—Co—Cr (a), Ni-Al-Ti (б) и четверных Ni—Co—Cr—Mo (в), Ni—Co—Cr—W (г) сплавах. Никелевый угол в четверных системах обращен к читателю (Ч. Симе)
Зывая это влияние с затруднением образования оксисуль- фидов. Иттрий и гафний улучшают адгезию окалины к металлу, их микродобавки также применяют в современных сплавах.
Никелевые жаропрочные сплавы являются сложными многокомпонентными и многофазными системами, в которых под действием высоких температур и напряжений непрерывно протекают фазовые и структурные превращения, т. е. эти сплавы являются с физико-химических позиций динамическими системами. Рассмотрим более подробно свойства фаз, образующих никелевые жаропрочные сплавы.
У-фаза сплавов на никелевой основе представляет собой г. ц. к. твердый раствор таких элементов, как хром, молибден, вольфрам (рис. 193). К области аустенита примыкают различные интерметаллические соединения, которые часто называют топологически плотноупакованными фазами (т. п. у.-фазами).
Выделение этих фаз из никелевого аустенита резко ох- рупчивает сплавы, снижает их жаропрочность и стабильность. /
Идентификация интерметаллических соединений, выделяющихся из аустенита жаропрочных никелевых сплавов, показала, что это о-фазы, фазы Лавеса, р-фазы и др. Они являются промежуточными фазами в многокомпонентных системах и их можно считать своеобразными электронными соединениями, так как в основном их структура определяется электронной концентрацией, т. е. отношением е/а. В этих фазах одни элементы проявляют электроположительные свойства (например, хром, молибден, вольфрам), а другие — электроотрицательные (никель, кобальт, железо); типичный состав а-фаз можно представить так: (Cr, Mo)«(Ni, Со)
Кинетика выделения cr-фаз зависит от температуры изотермической выдержки и может быть представлена в виде С-образной кривой (см. рис. 34). Очень сильно склонность сплава к выделению т. п. у.-фаз зависит от их состава, от соотношения различных легирующих элементов в сплаве.
Как указывалось выше, соединения типа АзВ с г. ц. к. решеткой, которые называются у’-фазами, обеспечивают основное упрочнение сплавов с высоким содержанием никеля. На схематическом изотермическом разрезе тройной системы никеля и алюминия с другими элементами (см. рис. 35) показана степень возможного замещения и участия различных легирующих элементов в образовании у’-фа — зы. Кобальт замещает никель, образуя горизонтальную область; титан, ниобий, ванадий замещают в основном позиции алюминия; молибден, железо и хром, по-видимому, могут замещать как атомы алюминия, так и никеля.
У’-фаза представляет собой когерентное су-матрицей интерметаллическое соединение, имеющее сверхструктуру типа Cu3Au с дальним порядком почти до температуры плавления (1385°С для Ni3Al). В структуре этой фазы существуют три типа дефектов упаковки: дефекты сверхструктуры, дефекты антифазных границ и сложные дефекты. Главными причинами высокого упрочнения сплавов при образовании у’-фазы считаются когерентная деформация и наличие упорядочения частиц.
Важно отметить, что с повышением температуры до 900°С прочность у’-фазы увеличивается (см. рис. 36). Эти фазы образуются только в сплавах, богатых никелем, причем их выделение происходит при малом изменении размерного фактора — несоответствие параметров решеток у — и у’-фаз не превышает 1%. При этом максимальное значение долговечности наблюдается при несоответствии решеток у — и у’-фаз в пределах 0,02 нм (рис. 194).
Это создает предпосылки для гомогенного зарождения выделений с низкой поверхностной энергией. Эти фазы обладают очень высокой стабильностью при повышенных температурах в течение длительного времени. Когерентность у — и у’- фаз устанавливается путем тетрагональных искажений кристаллических решеток. Форма частиц у’-фазы зависит от величины несоответствия решеток: частицы имеют сферическую форму при несоответствии решеток 0—0,2 %, кубическую при несоответствии 0,5—1 % и пластинчатую больше 1,25% (рис. 195).
Упрочнение жаропрочных сплавов при выделении у’-фа — зы объясняется образованием антифазных границ, которые препятствуют прохождению дислокаций. Считается также, что ее сравнительно высокая пластичность препятствует охрупчиванию сплавов.
Увеличение жаропрочности сплавов достигается благодаря увеличению объемной доли у’-фазы в структуре и оптимизации соотношения AhTi в сплавах. Так, жаропрочность никелевых сплавов при 800°С оюо^250МПа (Al:Ti5 (W, Сг)2,5С и др. Их состав может меняться от Afe3C до Alel3C.
Карбидные фазы типа Afe23Ce и Afe6C по границам зерен образуются в окружении пластичной у’-Фазы, что препятствует охрупчиванию сплавов и повышает сопротивление зериограничному проскальзыванию.
Бориды — твердые тугоплавкие частицы типа Me3B2 (например, (Моо, з1Т1о,1зСг0,44)зВ2), наблюдаются только по границам зерен и могут расти от границы в глубь зерна. Располагаясь в местах сочленения решеток разной ориентации, увеличивают сопротивление деформации ползучести.
В последнее время предложены новые литейные сплавы с низким содержанием углерода (0,002 % С) и повышенным (до 0,1—0,2 %) содержанием бора, так называемые сплавы ВС, которые имеют хорошую жидкотекучесть и низкий уровень пористости. Эти сплавы предназначаются для работы при температурах 800—950 °С. В их структуре почти отсутствуют карбиды типа MeC, но имеются первичные бориды, которые более стабильны при высоких температурах и не способствуют образованию охрупчивающих т. п. у.-фаз.
3. Промышленные жаропрочные сплавы на никелевой основе
Применяемые никелевые сплавы подразделяют на деформируемые и литые. Принципы легирования и упрочнения этих сплавов одинаковы, но при создании деформируемых сплавов необходимо обеспечить сплавам достаточную технологическую пластичность при обработке давлением, в том числе при температурах 700—800 °С, а литые сплавы должны иметь удовлетворительные литейные свойства (жидкотекучесть, пористость). В связи с этим в литейных сплавах допускается более высокое содержание углерода, бора и требуется более строгий контроль по количеству легкоплавких примесей.
329
С ростом температур эксплуатации значение межзерен — ного разрушения жаропрочных сплавов возрастает. При-
21—979 менение сплавов, полученных направленной кристаллизацией (HK), позволяет резко уменьшить роли границ зерен в разрушении, так как после направленной кристаллизации границы зерен располагаются в основном параллельно приложенному усилию, а границы, перпендикулярные направлению деформации, отсутствуют. Еще более высокие характеристики жаропрочности показывают сплавы, имеющие монокристаллическую структуру, т. е. когда деталь выращивается из одного центра кристаллизации (затравки) и не имеет болыпеугловых границ зерен. Следует понимать, что монокристаллическая структура сложнолегирован — ных жаропрочных сплавов не соответствует представлениям о монокристаллах чистых металлов, имеющих одну кристаллическую решетку. В жаропрочных сплавах, закристаллизованных из одного центра, имеются различные фазы: у-фаза, карбиды, у’-фаза и, следовательно, межфазные границы. Однако в них отсутствуют границы зерен, что сильно повышает жаропрочность (рис. 196).
Получение сплавов направленной кристаллизации или с монокристаллической структурой заключается в проведении контролируемой кристаллизации из жидкого состояния, когда поверхность раздела между расплавом и твердой фазой поддерживается плоской и перпендикулярной к желательному направлению кристаллизации. Это возможно получить, кодаг по всему сечению детали тепловой поток распространяется параллельно направлению роста.
Таким образом, в настоящее время применяют жаропрочные сплавы, полученные равноосной кристаллизацией, направленной кристаллизацией и с монокристаллической структурой.
Отметим, что последние два технологических процесса значительно повышают стоимость деталей; их применяют только в особо ответственных случаях. Состав и свойства деформируемых сплавов на никелевой основе регламентирует ГОСТ 5632—72.
Рис. 196. Кривые ползучести при 980 0C и С=206 МПа сплава на никелевой основе после обычной (/), направленной (2) и монокристальной (3) технологии кристаллизации
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
|