Статьи | Металлолом — Part 111

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

image183-9741918

Рис. 211. Соотношение между средним содержанием углерода и ванадия в некоторых марках быстрорежущих сталей (по ГОСТ 19265—73)

image184-4261017

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 !

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

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.

Scroll to Top