книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей

Нс,зрШ

Рис. 43. Влияние РМ и РЗМ на величину коэрцитив­ ной силы стали Х17Н2:

I — закалка 990° С, масло; 2 — отпуск 710° С, воздух.

р.ШОМСМ

Рис. 44. Влияние РМ и РЗМ на величину удельного электросопротивления стали Х17Н2:

/ — закалка 990° С, масло; 2 — отпуск 710° С, воздух.

8—738

меняется по сравнению с исходной сталью, что свидетель­ ствует о малом растворении избыточных фаз.

Повышение удельного электросопротивления отпу­ щенной стали, микролегированной РМ, по сравнению с исходной, очевидно, можно объяснить более значитель­ ной коагуляцией карбидных соединений и изменением их состава, повышающего собственное удельное электро­ сопротивление.

Уменьшение же коэрцитивной силы закаленной стали при микролегировании связано с изменением дисперсно­ сти фазы (мартенсита и 6-феррита), а также уменьшени­ ем плотности дислокаций. Причем максимальное падение коэрцитивной силы наблюдается в сталях с неодимом, лантаном и бором, где имеет место существенное повы­ шение величины блоков.

При отпуске стали, микролегированной РМ, коэрци­ тивная сила резко возрастает по сравнению с исходной. Это можно объяснить повышенным выделением избыточ­ ной фазы более грубой дисперсности, распределение ко­ торой имеет характер вкраплений в матрице мартенсита, в отличие от исходной стали. Такой фазой являются сложные карбидные соединения с наличием в их составе РЗМ и РМ. Эти карбидные соединения относительно рав­ номерно распределены в структуре микролегированной стали между мартенситом, 6-ферритом и их границами раздела.

Результаты механических испытаний показали, что РМ почти не изменяют пластических характеристик ста­ ли Х17Н2, но существенно повышают пределы текучести и прочности. Особенно эффективным оказалось влияние РМ на прочностные характеристики стали при повышен­ ных температурах — 500° С (рис. 45 и 46). В этом случае предел прочности и текучести стали, микролегированной церием, неодимом, бором, лантаном, так же как и при легировании стали молибденом, возрастает на

10—17%.

Такое влияние РМ на прочностные характеристики стали связано прежде всего с рафинированием и изме­ нением формы, количества и распределения неметалли­ ческих включений, карбидов и интерметаллидов. Данные исследования неметаллических и карбидных фаз пока­ зали, что РЗМ и бор способствуют возникновению и рос­ ту частиц глобулярной формы, являющейся наиболее

114

Рис. 45. Влияние РМ и РЗМ на прочностные харак­ теристики стали Х17Н2 при температуре 20° С:

/~ оп; 2 -о т.

бв,бг,кГ/мм*

Рис. 46. Влияние РМ и РЗМ на прочностные харак­ теристики стали Х17Н2 при температуре 500° С:

/-о„; 2 -о т.

8*

благоприятной для получения хорошего сочетания проч­ ностных и пластических характеристик.

Согласно анализу структур стали Х17Н2, микролеги­ рованной РМ после механических испытаний при 20 и 500° С, в исходной стали очаги разрушения представля­ ют собой прежде всего участки границ раздела 6-фер­ рит—мартенсит, а также 6-феррит, который по сравне­ нию с мартенситом является менее легированным и меІіее прочной фазой.

В микролегированной стали 6-феррит более обогащен легирующими элементами и поэтому более прочный. Кро­ ме того, улучшение прочностных характеристик при микролегировании стали РМ вызвано уменьшением ко­ личества 6-феррита, в результате чего снижается доля ослабленных участков.

Очаги разрушения при испытаниях на растяжение возникают не только на границе раздела 6-феррит—мар­ тенсит, но и в таких ослабленных участках, как граница раздела матрица —■неметаллическое включение.

Исходная сталь, как показал анализ неметалличе­ ской фазы, более загрязнена неметаллическими включе­ ниями, чем микролегированная, и потому в ней, естест­ венно, будет больше возникать очагов поражения. Кроме того, микролегированная сталь имеет более однородное распределение карбидной фазы. Форма карбидов и не­ металлических включений в микролегироваиной стали относительно глобулярна, что уменьшает количество концентратов напряжения, могущих стать готовыми оча­ гами разрушения при действии напряжений.

Незначительное влияние РМ на пластические харак­ теристики стали Х17Н2 объясняется наличием в стали относительно большого числа соединений РМ, к которым можно отнести сложные карбидные соединения: карбо­ сульфиды и оксикарбиды, борокарбиды железа и куби­ ческий карбид молибдена, повышающие прочность, но не улучшающие пластичность. Пластические свойства улуч­ шаются при переплаве, когда уменьшается количество включений, содержащих РЗМ и бор.

Известно много работ, в которых приводятся данные о значительном улучшении механических свойств стали при микролегировании РМ [71, 82, 83 и др.]. Однако встречаются работы [33, 47 и др.], где не обнаружено

116

улучшения механических свойств при микролегировании стали РЗМ и бором.

Результаты исследования механических свойств мик­ ролегированной стали, выплавленной при различных технологических условиях, показали их тесную зависи­ мость. Так, выплавка и разливка стали Х17Н2, микролегирозанной РЗМ и бором, при небольшой степени пе­ регрева над линией ликвидус способствует повышению

Рис. 47. Влияние РМ и РЗМ на коррозионную стой­ кость стали Х17Ы2 при испытании в камере влаж­ ности Г-4. .-J

прочностных характеристик, а при большой степени пе­ регрева — повышению пластических, особенно ударной вязкости. Одна из причин различного поведения РЗМ и бора в стали Х17Н2 связана с изменением состава, фор­ мы, количества и распределения неметаллических вклю­ чений, перераспределения легирующих элементов между твердым раствором и фазами выделения при повышении температуры разливки.

Коррозионные испытания проходили в условиях, ими­ тирующих работу деталей из стали Х17Н2 в средах, со­ держащих ионы хлора. Испытания проводились в каме­ ре влажности Г-4 в заводских условиях по режиму Т= = 60° С, влажность— 100%. Длительность испытания составляла 4400 часов (около полугода), после чего об­ разцы вынимались. В процессе испытания поверхности образцов осматривались два—четыре раза в месяц и за­ писывалось число коррозионных точек. Из образцов, прошедших испытания, изготовлялись шлифы и изуча­ лась структура. Приведенное время коррозионной стой­ кости стали в зависимости от количества микролегирую­ щей добавки дано на рис. 47. Результаты исследования

117

показали, что коррозионная стойкость стали Х17Н2 при микролегировании РЗМ и бором так же, как и при леги­ ровании молибденом, увеличивается примерно на 30%■ Лишь только большая добавка молибдена (2%) не улуч­ шила коррозионную стойкость стали Х17Н2.

Рис. 48. Структура стали Х17Н2 после коррозионных испытаний и камере влажности:

а — без добавок; б — 0,3% Се.

Из изучения структур образцов, прошедших коррози­ онные испытания, следует, что зарождение и развитие процесса коррозии происходит преимущественно на гра­ нице раздела двух фаз, 6-феррит—мартенсит (рис. 48). Коррозия образца проявляется в возникновении точеч­ ных очагов разрушения, которые в процессе развития распространяются в основном в ферритную фазу, разру­ шая ее. В исходной стали одновременно с углублением разрастается область, пораженная коррозией.

Структура микролегированной стали не имеет таких крупных коррозионных точек, как исходная сталь. В ста­ ли, микролегированной церием, неодимом и лантаном, так же, как и при микролегировании молибденом, кор­ розионные точки наблюдаются, но они не имеют тенден­ ции к разрастанию и образованию области поражения. Их развитие как бы затормаживается.

Сопоставление коррозионных очагов в структурах не­ микролегированной стали и микролегированной различ­ ными добавками позволяет предположить, что их центра­ ми являются включения, а также фазы выделения. Они

U8

вместе с матрицей выполняют роль микропары, в резуль­ тате чего под воздействием ионов хлора происходит воз­ никновение и развитие питтинговой коррозии. Наиболее опасны с этой точки зрения сульфиды. Поэтому исход ная сталь оказывается наиболее пораженной питтингом.

В микролегированной стали вследствие увеличения концентрации легирующих элементов, в частности хро­ ма, в областях, прилегающих к границам раздела фаз, процесс образования очагов разрушения не получает та­ кого развития, как в стали без добавок. Легирующее воздействие РЗМ и бора выражается, очевидно^, и в тор можении перемещения дислокаций и взаимодействия их с вакансиями, так как добавки РЗМ и бора уменьшают плотность дислокаций и блокируют их атомами при ле­ гировании твердого раствора.

Результаты исследования строения, свойств и состава отдельных структурных составляющих стали после раз­ личных режимов термической обработки показали, что РЗМ и бор существенно влияют на них. Так, введение малых добавок РМ способствует повышению содержания хрома в феррите и мартенсите закаленной стали, что связано, по-видимому, с процессами рафинирования. При отпуске РМ перераспределяют железо и хром, повышая примерно на 20% содержание последнего на границе раздела фаз и слегка уменьшая его в мартенсите и б-феррите, по сравнению с немикролегированной сталью. Экстремальное возрастание хрома на границе раздела 6-феррит—мартенсит связано с изменением взаимодей­ ствия между карбидами и твердым раствором. Так, в карбидном осадке РЗМ и бор изменяют состав металли­ ческой части, уменьшая содержание марганца и железа и повышая содержание хрома пропорционально введен­ ному количеству добавки. По степени убывающего влия­ ния на количество карбидной фазы РМ можно располо­ жить в убывающий ряд: церий—бор—неодим—мишме­ талл. Кроме того, под воздействием малых добавок РЗМ

и бора происходит существенное изменение в составе и

всвойствах карбидов. Сущя по данным удельного элек­ тросопротивления, магнитным свойствам, химическому

анализу карбидной и неметаллической фаз, а также по

119

металлографическому исследованию карбидов под элек­ тронным микроскопом, в микролегированной стали воз­ можно образование сложных карбидов хрома типа карбосульфидов, карбооксидов и борокарбида железа.

Наиболее эффективным воздействием РЗМ и бора, имеющим важное практическое значение, является лик­ видация карбидной неоднородности в стали. В немикро­ легированной стали карбиды в основном располагаются по границам раздела 6-феррит—мартенсит, создавая существенную карбидную неоднородность. РЗМ и бор способствуют равномерному распределению карбидов между 6-ферритом и мартенситом. Форма карбидов при микролегировании изменяется от пластинчатой к глобу­ лярной. При этом величина карбидных частичек (размер в поперечнике) увеличивается в 1,5—2,5 раза, что сви­ детельствует о существенном повышении скорости коа­ гуляции. Увеличение скорости коагуляции, очевидно, можно объяснить влиянием РЗМ и бора на величину энергии связи углерода в a-фазе, повышением диффузи­ онной подвижности атомов и усилением обмена легиру­ ющих элементов между фазами.

Данные исследований свойств твердого раствора аустенита позволили выявить почти полное устранение полигонизационной сетки границ при микролегировании стали, особенно неодимом и бором. Это, очевидно, связа­ но с блокировкой матрицы тугоплавкими соединениями РМ и отдельно расположенными вкраплениями 6-ферри­ та. Изменяются также и такие свойства твердого раство­ ра, как удельное электросопротивление и коэрцитивная сила.

Строение матричного твердого раствора претерпева­ ет также ряд существенных изменений. Так, мишметалл

ицерий незначительно, а лантан, неодим и бор сущест­ венно повышают величину блоков закаленной стали про­ порционально введенному их количеству. Микроискаже­ ния II рода при этом не изменяются по сравнению с немикролегированной сталью. При отпуске микроискаже­ ния II рода также не изменяются; величина блоков уве­ личивается при микролегировании лантаном, неодимом

ибором незначительно, а церием и мишметаллом —

значительно. Такое влияние РЗМ и бора, очевидно, свя­ зано с изменением строения и состава аустенито-мартен­ ситных кристаллов.

120

РЗМ и бор, особенно церий и мишметалл, уменьша­ ют микроискажения III рода стали Х17Н2 как после за­ калки, так и после отпуска. Это можно объяснить тем, что РЗМ я бор облегчают протекание диффузионных процессов и тем самым влияют на перераспределение и взаимодействие атомов примесей и легирующих элемен­ тов. Одной из радикальных причин изменений в тонкой кристаллической структуре микролегированной стали является их растворение в твердом растворе аустенит — мартенсит. Было получено, что РЗМ и бор растворяют­ ся в твердом растворе стали с образованием растворов замещения (РЗМ) и внедрения (бор).'При малых до­ бавках РЗМ (0,15%) и бора (0,003%) изменение пара­ метра связано с очищением твердого раствора от эле­ ментов внедрения. При относительно больших добавках РЗМ (>0,3%) и бора (>0,003%) изменение параметра связано с их внедрением в кристаллическую решетку стали. Наиболее эффективно изменяют параметр крис­ таллической решетки неодим и бор. По силе своего воз­ действия они приравниваются 1 % легирующего элемен­ та молибдена.

Преобразования, вносимые РЗМ и бором в состав, свойства и строение структурных составляющих, естест­ венно, должны вызывать и существенные изменения в эксплуатационных характеристиках рабочих деталей. Так, следствием уменьшения количества б-феррита, кар­ бидной неоднородности и возросшей коагуляции карби­ дов является существенное повышение стабильности структуры стали Х17Н2. Это в конечном счете приводит к увеличению стабильности размеров готовых изделий. Так, данные исследований показали, что РЗМ и бор уменьшают коэффициент линейного расширения стали. Особенно резкое его снижение наблюдается в интервале температур превращения (600—800° С).

Прочность стали Х17Н2 при микролегироваиии воз­ растает наиболее эффективно при температуре 500° С (рабочая температура лопаток). Пластические свойства микролегированной стали, особенно ударная вязкость, резко возрастают только после переплава. Повышение прочности связано с изменением строения и свойств мар­ тенсита, уменьшением количества б-феррита и измене­ нием состава, количества, величины и распределения не­ металлической и карбидной фаз. Увеличение пластиче­

121