книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей

кость несколько снижаются при введении добавок, одна­

II варианта с добавками Се и В сказывается на уровне

значений исходной стали.

Необходимо отметить и еще одну особенность. Уро­ вень пластических характеристик стали II варианта вы­ ше, чем в стали I варианта, что связано с большей ско­ ростью охлаждения стали II варианта, заливавшейся в песчано-глинистые формы, в результате чего структура получается более дисперсной и равномерной. Если раз­ мер зерна исходной стали II варианта практически не отличается от размера зерна стали I варианта, то дис­ персность дендритной структуры стали II варианта вы­ ше. Карбиды распределяются более равномерно, ликва­ ция хрома в стали II варианта меньше (см. гл. IV).

Как уже отмечалось, большинство авторов считают, что церий влияет положительно на пластичность сталей или не оказывает никакого влияния. Наблюдающееся в данном случае падение значений удлинения и ударной вязкости может быть объяснено увеличением количества неметаллических включений в стали с церием, возраста­ ющим с увеличением величины добавки. Загрязненность металла окислами и сульфидами, порою выделяющими­ ся довольно крупными скоплениями, действует отрица­ тельно на пластические характеристики сталей.

Однако сказанное выше можно отнести только к ста­ ли, микролегированной 0,3% церия, в структуре которой действительно наблюдаются скопления цериевых неме­ таллических включений. Стабильное же снижение удар­ ной вязкости наблюдается при 0,1% и особенно при 0,2%- Сталь, микролегированная церием в количестве 0,2%, имеет ударную вязкость на 2—5 кГмІсмг ниже, чем исходная сталь. Между тем структура стали, микролеги­ рованной церием, более однородная, чем исходная, ве­ личина зерна меньше. Карбидная фаза по границам зе­ рен имеет прерывистое строение и более округлую форму. Казалось бы эти факторы должны способство­ вать увеличению ударной вязкости, однако этого не про­ исходит. Объяснение этому явлению кроется, очевидно, в многогранности влияния добавок РЗМ. При этом фак­ торы воздействия, возможно, не учтенные авторами, пре­ валируют над другими.

Отрицательное влияние бора на пластичность сталей отмечено многими исследователями. Авторы предпола­ гают, что снижение значений удлинения и ударной вяз­ кости в рассматриваемых сталях при введении бора вы­ звано образованием вторичных границ внутри аустенит­ ного зерна. Как известно, границы зерна препятствуют скольжению, вызывая так называемое барьерное упроч­ нение, которое в мелкозернистых металлах будет более быстрым, чем в крупнозернистых. Поэтому удлинение оказывается тем меньше, чем меньше величина зерна.

Чтобы получить более полную картину о характере влияния микролегирующих добавок на структуру и свой­ ства стали, авторы предприняли попытки определить не­ которые физические свойства микролегированной стали, в частности электросопротивление.

Удельное электросопротивление является одним из свойств, весьма чувствительных к несовершенствам крис­ таллического строения. Определяется оно физической природой металлов и сплавов и существенно изменяется в зависимости от их состава и структуры. Изменение элек­ тросопротивления характеризует степень однородности твердого раствора: известно, что удельное электросопро­ тивление повышают примеси, неметаллические включе­ ния, поры, а также напряжения, имеющиеся в металле.

Электросопротивление измерялось методом Томсона с помощью комбинированного моста Витстона—Томсона типа АЕ-432 (ГДР). Электросопротивление исследуемо­ го металла рассчитывается по формуле:

где R = Rx—Ry (Ry — сопротивление токоподводов уста­ новки) .

196

Было проведено измерение электросопротивления об­ разцов стали 1Х23Н18 I варианта с микролегирующими добавками при комнатной температуре. Этот вопрос ис­ следован гораздо меньше, чем вопрос о температурной зависимости электросопротивления. Графические данные измерения представлены на рис. 95, где штриховкой от­ мечены области значений р.

При анализе результатов подтверждаются данные об увеличении церием однородности твердого раствора, что

Рис. 95. Влияние микролегирования Се и В на электро­ сопротивление стали 1Х23Н18 (I вариант).

приводит к снижению электросопротивления. В этом слу­ чае максимум однородности сдвигается в сторону мень­ ших содержаний Се, так как метод обладает высокой чувствительностью. При увеличении содержания Се вы­ ше оптимального значения и появления большого коли­ чества примесей и неметаллических включений, а также возрастания степени легированности удельное электро­ сопротивление увеличивается.

При введении бора даже в малых количествах сразу намечается тенденция к увеличению электросопротивле­ ния; при больших добавках бора электросопротивление возрастает весьма интенсивно. Это объясняется увеличе­

197

нием легированности раствора и, возможно, образова­ нием областей зарождающейся боридной фазы. При уве­ личении содержания бора повышение электросопротив­ ления связано также с возрастанием количества карби­ дов, выделившихся в стали, а также появлением диспер­ сных фаз, содержащих бор.

Кроме того, повышение электросопротивления может быть вызвано увеличением плотности дислокаций в ста­ ли с бором.

Введение Се в сталь совместно с бором, как и следо­ вало ожидать, снижает удельное электросопротивление (см. рис. 95) за счет рафинирования и увеличения одно­ родности структуры.

2. Влияние скорости кристаллизации и микролегирования на длительную прочность стали 1Х23Н18

В связи со спецификой условий работы металл литых турбинных лопаток должен обладать рядом свойств: спо­ собностью сопротивляться ползучести и разрушению, т. е. жаропрочностью; способностью сопротивляться воз­ действию газообразных продуктов сгорания топлива, т. е. жаростойкостью; способностью выдерживать редкие пе­ репады температур при запуске и включении двигателя, т. е. сопротивлением термоусталости; стабильностью структуры и свойств в течение срока службы.

Помимо структурных факторов, решающее значение для жаропрочности имеет прочность межатомных свя­ зей в кристаллической решетке твердого раствора и упрочняющей фазы. Теоретическая прочность сплавов, рассчитанная по силам взаимодействия между атомами в идеальной кристаллической решетке, намного превы­ шает реальную прочность, так как в кристаллической решетке реальных сплавов имеются дефекты — дисло­ кации, вакансии, примесные атомы и др. Повышение прочности возможно или при значительном уменьшении количества дефектов, или при значительном увеличении их количества.

При создании современных жаропрочных материалов реализуется в основном второй способ. В этом случае дислокации или другие несовершенства взаимодействуют между собой, в результате чего затрудняется их свобод-

198

мое перемещение в кристаллической решетке. Барьерами для свободного перемещения дислокаций являются так­ же границы зерен и блоков, частицы упрочняющих фаз, (скопления атомов растворенных элементов. На степень упрочнения стали влияют природа дефектов, их величина и плотность.

Скорость кристаллизации и охлаждения стали и мик­ ролегирование ее такими элементами, как церий и бор, (определенным образом изменяют структуру стали, как это было показано в предыдущей главе. Поэтому такие факторы должны значительно воздействовать на харак­ теристики жаропрочности, тем более, что последние являются гораздо более структурно чувствительными свойствами, чем характеристики прочности и пластич­ ности при комнатной температуре.

В соответствии с условиями эксплуатации сопловых лопаток V—VII ступеней транспортных турбин, которые отливают из стали 1Х23Н18, испытания на длительную прочность проводятся при температуре 650° С и напря­ жении 20 кГ/мм2. Как уже отмечалось, сталь I варианта, залитая в горячие керамические формы, в литом состоя­ нии имеет довольно низкие показатели длительной проч­ ности: время до разрушения не превышает 10 ч. Более быстрое охлаждение стали из жидкого состояния поло­ жительно воздействует на длительную прочность. Об­ разцы стали II варианта, залитые в холодные песчано­ глинистые формы, в литом состоянии выдерживали 10— 30 ч до разрушения. При этом относительное удлинение находилось на одном и том же уровне, а относительное сужение — несколько выше для стали I варианта.

Длительная прочность при более быстром охлажде­ нии увеличивается за счет измельчения дендритной структуры и уменьшения степени химической неодно­ родности, а следовательно, и неоднородности в распре­ делении карбидной упрочняющей фазы в стали II ва­ рианта.

Положительное влияние микролегирования церием и бором на характеристики жаропрочности можно считать установленным. Многие исследователи приходят к за­ ключению, что добавки Се и В увеличивают время до разрушения и улучшают пластичность сталей при дли­ тельных испытаниях (см. табл. 18). Более активно этом отношении действует бор.

199

Анализ опубликованного по этому вопросу материала позволяет сформулировать основные аспекты воздейст­ вия добавок церия и бора на жаропрочность следующим образом.

Влияние церия и бора на жаропрочность носит экс­ тремальный характер, причем оптимальная добавка, повидимому, соответствует предельной растворимости вво­ димого элемента или немного превышает это количество. В последнем случае на границах зерен могут образовы­ ваться высокодисперсные выделения, содержащие вве­ денную добавку.

Жаропрочность при введении церия и бора повыша­ ется за счет легирования твердого раствора и границ зерен [145, 159, 202]. Состояние последних особенно важно для работы при повышенных температурах. Как поверхностно-активные элементы, церий и бор распола­ гаются в основном на границах зерен и кристаллитов, в вакансиях и дислокациях, «залечивая» эти дефекты и тем самым упрочняя границу. Немалое значение имеет обла­ гораживание границ за счет их очищения от примесей, особенно легкоплавких, при введении этих добавок [158, 216]. Взаимодействуя с РЬ, Ві и другими элементами, церий и бор образуют тугоплавкие соединения, распола­ гающиеся не по границам зерен, а внутри зерна, причем эти соединения получаются мелкодисперсными и округ­ лой формы.

В отношении влияния РЗМ и бора на растворимость углерода и его распределение в аустените существуют различные мнения, о чем было сказано в предыдущей главе. При исследованиях авторами установлено, что це­ рий при введении его в сталь 1Х23Н18 уменьшает коли­ чество карбидной фазы весьма существенно. В стали I варианта при введении 0,3% Се карбидные выделения

вмеждендритных и межосных участках практически отсутствуют, а пограничные выделения карбидов стано­ вятся более тонкими и прерывистыми.

Бор уменьшает растворимость углерода в стали, но,

впротивоположность церию, он может образовывать карбиды и легко замещает часть углерода в карбидах. При исследовании влияния бора на сталь 1Х23Н18 авто­ рами обнаружено следующее. Количество карбидной фа­ зы в стали с бором значительно больше, чем в стали без бора. Кроме карбидов в стали, микролегированной бо­

200

ром, выделяются и бориды, причем выделения эти весь­

ма дисперсны.

Для установления характера влияния микролегиро­ вания церием и бором на процесс растворения карбидов хрома в твердом растворе несколько образцов стали 1Х23Н18 II варианта подвергались закалке от темпера­ туры 11 і0° С в воде (время нагрева под закалку состави­ ло 30 мин). Выяснилась следующая картина.

Закалка стали не вносит каких-либо изменений в рас­ положение границ аустенитного зерна. После закалки граница становится более тонкой. Однако нагрев до 1150° С существенно влияет на количество и характер распределения карбидной фазы. В стали без микролеги­ рующих добавок карбиды растворились почти полностью (рис. 96). Небольшое количество карбидов еще осталось в центральных зонах междендритных и межосных участ­

ков.

В микроструктуре стали, микролегированной бором, после закалки обнаруживается большое количество кар­ бидной фазы (рис. 97—99). Чем больше добавка бора, тем больше карбидов остается нерастворенными после закалки. Интересно отметить особенность в распределе­ нии карбидов в стали после закалки. В литом состоянии при всех добавках бора карбидная фаза распределяется только в междендритных и межосных участках. В струк­ туре стали, микролегированной бором в количестве 0,0045 и 0,009%, после закалки характер распределения изменяется — наблюдается более равномерное распреде­ ление карбидов по зерну. И только при 0,0135% В вновь наблюдается после закалки преимущественное распре­ деление карбидов — они в основном остаются в бывших междендритных и межосных участках (рис. 99), и толь­ ко мелкодисперсные частицы размещаются также и в осевых пространствах дендритов.

Подобное явление можно объяснить тем, что бор, введенный в сталь, уменьшает растворимость углерода в твердом растворе, чем затрудняет переход карбидов в твердый раствор. Кроме того, в карбидной фазе стали, микролегированной бором, наряду с карбидом хрома СггзСб присутствует также карбоборид, карбид бора и борид железа, которые растворяются при более высокой температуре, чем карбид хрома. С увеличением количе­ ства бора' возрастает и количество фаз, содержащих

201

бор, по сравнению с общим количеством карбидной фа­ зы. Поэтому в стали 1Х23Н18, закаленной от 1150° С, количество карбидной фазы увеличивается при добав­

нагреве под закалку на 1150° С происходит практически полное растворение карбидной фазы, несмотря на малую длительность выдержки при 1150° С. Это подтверждает ту точку зрения, что церий уменьшает количество кар­ бидной фазы в стали и облегчает распад карбидов.

Необходимо отметить еще одну особенность микро­ структуры закаленной стали с добавкой бора. Пригра­ ничная область аустенита оказывается совершенно сво­ бодной от карбидных выделений (см. рис. 97—99). Чистая приграничная полоса имеет ширину примерно 0,02— 0,01 мм. Предполагается, что объяснение этого явления заключается в том, что бор в процессе нагрева под за­ калку, проявляя себя как поверхностно-активный эле­ мент, устремляется к границе аустенитного зерна, в ре­ зультате чего эти области оказываются обогащенными бором и объединенными углеродом, поскольку послед­ ний вытесняется бором из приграничных областей. Одна­ ко такое объяснение нуждается в проверке.

При нагреве стали 1Х23Н18 II варианта с добавками В, Се и без добавок на температуру 1200°С с выдержкой в течение одного часа с последующей закалкой в воду обнаружили, что карбидная фаза растворилась в твер­ дом растворе полностью во всех исследованных случаях.

мелкодисперсные выделения карбидов, которые в стали без микролегирующих добавок и с добавками бора вы­ деляются преимущественно в межосных и междендрит­ ных пространствах (рис. 101). В стали с добавкой 0,2% Се неравномерность в распределении карбидной фазы также сохраняется. При увеличении добавки церия до 0,6; 1,2% карбиды после старения выделяются практи­ чески равномерно по всему зерну (рис. 102). Кроме того, в стали без добавок или с добавкой бора количество карбидной фазы больше, чем в стали, микролегированкой Се. Последнее обстоятельство еще раз подтвержда­ ет мнение о том, что Се не карбидообразующий элемент. При исследовании микроструктуры стали, прошедшец

202

IIP

♦

Рис. 96. Микроструктура стали 1Х23Н18 II варианта без микролеги­ рующих добавок:

а — в литом состоянии; б — после закалки (ХІОО).

Рис. 97. Микроструктура стали 1Х23Н18 II варианта с микролегиру­ ющей добавкой бора (0,0045%):

в — р литом состоянии; б — после закалки 1150° С (Х100).

Рис. 98. Микроструктура стали 1Х23Н18 II варианта с микролегнрующей добавкой бора (0,009%):

а — в литом состоянии; 6 — после закалки 1150° С (Х100).

Рис. 99. Микроструктура стали IX23H18 II варианта с микролспірующен добавкой бора (0,0135%):

а — в литом состоянии; б — после закалки 1150е С (ХІ00).

Рис. 100. Микроструктура стали 1Х23Н18 II варианта с микролеги­ рующей добавкой Се (0,2%):

а — в литом состоянии; б — после закалки 1150° С (Х100)