книги из ГПНТБ / Микролегирование литых жаропрочных сталей
..pdfРис. 101. Микроструктура стали 1Х23Н18 И варианта без микроле гирующих добавок после закалки 1200° С в воде и старении в течение трех часов при 800° С (ХЮО).
Рис. 102Микроструктура стали 1Х23Н18 II варианта с добавкой 0,6% Се после закалки с 1200° С в воде и старении при 800° С в тече ние трех часов (ХІ00).
старение, с помощью оптического микроскопа при боль* шом увеличении (ХІ500) обнаруживаем, что мелкодис персные карбиды располагаются не только по телу, но и по границам зерен, причем степень дисперсности этих карбидов практически одинакова (рис. 103).
Характер изменения времени до разрушения, отно сительного удлинения и относительного сужения при ис пытаниях на длительную прочность при температуре
Рис. 103. Микроструктура пограничной области стали 1Х23Н18 II варианта с добавкой 0,009% В после закалки с 1200° С и старении при 800° С в течение трех часов (Х1500).
650° С и напряжении 20 кГ/мм2 стали I варианта в зави симости от микролегирующей добавки церия и бора по казан на рис. 104. Изменение этих величин при таком же режиме испытания, но для стали II варианта, представ лено на рис. 105. Напомним, что сталь I варианта зали валась в горячие керамические формы, а сталь II вари анта — в холодные песчано-глинистые. Скорость крис таллизации во втором случае, естественно, была больше.
Данные испытаний показали, что наиболее сущест венно микролегирующие добавки влияют на время до разрушения [21]. Микролегирование церием способству ет увеличению длительной прочности только до опреде ленной величины добавки, не одинаковой для сталей, охлажденных с различной скоростью, а при введении его выше оптимума, длительная прочность существенно уменьшается, оставаясь все же выше, чем в стали без микролегирующей добавки. Так, для стали I варианта
206
оптимальным |
количеством является |
0,2% Се — при |
та |
кой добавке |
время до разрушения |
увеличивается |
до |
47 ч (по сравнению с 3—5 ч для стали без микролегиро вания). При увеличении добавки до 0,3% время до разру шения снижается до 16—17 ч.
В стали II варианта оптимальной будет добавка 0,6% Се, при которой время до разрушения составляет 84— 91 ч вместо 10—30 ч в исходной стали. Дальнейшее повы шение содержания церия до 1,2% приводит к уменьше нию времени до разрушения до 38—49 ч [98].
Введение бора в сталь также приводит к увеличению длительной прочности. При добавке 0,009% В в сталь I и II вариантов время до разрушения увеличивается до 45—50 ч. При увеличении добавки бора до 0,0135% время до разрушения для стали II варианта составляет 95— ПО ч, т. е. достигает максимального значения.
Установлено, что пластичность стали I варианта во всех случаях выше, чем пластичность стали II варианта. Наилучшие показатели свойств жаропрочности получены на стали I варианта, микролегированной комплексно церием и бором. В этом случае образцы стали выдержи вают 100 и более часов до разрушения. Характеристики пластичности при этом не ухудшаются, а находятся на уровне значений, полученных для стали, микролегирован-
НОЙ0Д5—0,2% Се.
По вопросу влияния комплексной добавки бора и церия на жаропрочные свойства сталей существуют мне ния [99, 136, 140], что при совместном легировании про является положительное влияние каждого из микролеги рующих элементов. Возможно, церий, как более актив ный элемент, в первую очередь соединяется с вредными примесями, тогда как бор полностью идет на легирова ние границ и тела зерна, а также на создание дисперс ных боридов, существенно влияя таким образом на жа ропрочность сталей.
Предполагается [34], что положительное влияние совместной добавки церия и бора на жаропрочность мо жет проявиться только при малых их количествах. При увеличении добавки вводимых элементов по границам зерен возникает вновь карбидная сетка и выделяется карбоборидная эвтектика, что приводит к понижению жаропрочности.
На образцах стали, микролегированной комплексно
207
т,чйс
Рис. 104. Изменение времени до разрушения т (У) относи тельного удлинения б (2) и относительного сужения і|> (3)
при испытаниях |
па |
длительную прочность стали |
1Х23Н18 |
1 варианта (I и |
II |
серия). Режим испытания: |
650° С; |
20 кГ/мм2. |
|
|
|
безШаііцоі5%во/іопворія% в аг%се oß%ce і.2%се
Рис. 105. Изменение характеристик жаропрочности при испытаниях на длительную прочность стали 1Х23Н18 II варианта. Режим испытания: 650° С; 20 кГ/мм2. Обозначения те же, что и на рис. 104.
Напряжение, rtz/мм*
Рис. 106. Кривые длительной прочности для стали 1Х23Н18.
Се и В, проводились испытания на длительную прочность при температуре 800° С, т. е. при более высокой, чем обычно работают детали из стали 1Х23Н18 (ЭИ417). По данным этих испытаний в логарифмических координатах напряжение — время до разрушения построена кривая 5 длительной прочности (рис. 106). Кривая 7 построена для литой стали без микролегирующих добавок. Осталь ные кривые взяты из литературных источников и приве дены для сравнения. Кривые 1 и 4 [115] построены по результатам испытания стали 1Х23Н18, прошедшей тер мическую обработку: нормализацию при 1100° С и ста рение при 900° С в течение 6 ч. Кривые 2, 3 и 6 построе ны по данным испытаний деформированной стали 1Х23Н18 после закалки от 1180° С в воде и старении при 800° С в течение 4 ч [105]. Анализ кривых подтвержда ет факт эффективного повышения жаропрочности стали при комплексном микролегировании: значения длитель ной прочности для стали в литом состоянии, микролеги рованной церием и бором (кривая 5) выше, чем значения для деформированной стали, подвергнутой закалке и старению (кривая 6) при 800° С.
Повышение свойств жаропрочности при комплексном микролегироваиии объясняется в первую очередь тем, что бор в этом случае в большей степени легирует твер дый раствор, тогда как церий, очевидно, осуществляет но отношению к нему защитную функцию, соединяясь с вредными примесями и рафинируя сталь. Бор образует твердый раствор внедрения и существенно упрочняет его, о чем свидетельствуют результаты рентгеноструктур ных исследований. Величина параметра кристалличе ской решетки самая большая для стали, микролегиро ванной церием и бором, по сравнению с остальными ва риантами добавок. Кроме того, при комплексном введе нии церия и бора развивается тенденция дробления аустенитного зерна на субзерна и блоки, разделенные вторичной границей, о чем сообщалось подробно в пре дыдущей главе. Вторичная граница, проходящая через межосные пространства, вдоль которой располагаются цепочкой дисперсные карбиды хрома, является эффек тивным барьером для движущихся дислокаций и, таким образом, создает препятствие пластическому течению металла при повышенных температурах. Интересно от метить, что максимальное развитие вторичных границ
14—738 |
209 |
или образование субзерен наблюдается для стали ІІ ва рианта, микролегированной 0,6% Се, для которой также характерны высокие показатели времени до разрушения.
При введении в сталь только церия параметр решет ки незначительно уменьшается, видимо, за счет рафини рующего действия цериевой добавки. На увеличение дли тельной прочности влияют другие факторы: более рав номерное распределение карбидной фазы и измельчение частиц карбидов. Как отмечается в работе [И 8], между величиной карбидных частиц и временем до разрушения существует определенная связь. Чем мельче карбидные выделения, тем больше время до разрушения при испы таниях на длительную прочность. Благоприятное влия ние на длительную прочность оказывает церий, благо даря изменениям дислокационной структуры стали.
Бор, введенный в сталь, образует мелкодисперсные включения боридов и увеличивает количество мелкодис персных карбидов хрома. Кроме того, в стали I вариан та, микролегированной бором в количестве 0,009%, на блюдаются вторичные границы. Перечисленные особен ности и уже упомянутые данные об упрочнении бором твердого раствора — все это и приводит к повышению жаропрочности стали при микролегировании бором.
3. Воздействие мпкролегирования церием
ибором на возникновение трещин термической усталости в стали 1Х23Н18 при циклических нагревах и охлаждениях
Сопловые лопатки газотурбинных транспортных двига телей работают в условиях резких изменений темпера туры (теплосмен) при запусках и остановках. При этом в стали возникают циклически изменяющиеся термиче ские напряжения, приводящие к растрескиванию тонких кромок лопаток. Появление трещин в материале лопа ток при действии циклических термических напряжений объясняется термической усталостью. В однофазных сплавах на основе элементов, имеющих кубическую ре шетку (Fe, Ni), термическая усталость определяется на пряжениями первого рода, поскольку в этом случае от сутствует влияние анизотропности свойств.
Способность материала выдерживать определенное
210
число теплосмен без образования трещин выражается сопротивлением термической усталости.
Вопросы термической усталости металлов примени тельно к сталям и сплавам, использующимся в судовом энергомашиностроении, достаточно полно изложены в [7]. Авторам необходимо было получить сравнительные данные по сопротивлению термической усталости стали 1Х23Н18 без микролегирующих добавок и с микролеги рованием церием и бором. Такого рода данные практи чески отсутствуют в литературе.
Дать качественную оценку сопротивлению термиче ской усталости микролегированпой стали на основа нии изменения других характеристик крайне затрудни тельно, так как на процесс образования трещин термиче ской усталости влияет комплекс факторов: уровень прочностных и пластичёских. характеристик,' размер зерна, состояние поверхности, форма изделия. О харак тере влияния механических свойств материалов на сопро тивление термической усталости в стали 1Х23Н18 и сплавов на никелевой основе типа АНВ-300 и ЖС6К сообщается [193] следующее: термостойкость матери ала тем выше, чем выше прочность и меньше коэффици ент линейного расширения; при этом пластичность ма териала существенной роли не играет. В [148] установ лено, что термостойкость определяется как физическими свойствами сплавов (коэффициент линейного расшире ния, теплопроводность), так и. механическими характери стиками пластичностью при кратковременных испыта ниях и ударной вязкостью. В этой же работе отмечается избирательное распространение трещин термической усталости по границам зерен, что указывает на то, что разрушение происходит при температуре выше эквикоге зивной, а термическая стойкость материала зависит от состояния .и свойства материала вблизи межзеренных границ.
Поскольку характеристики длительной прочности также зависят от состояния межзеренных границ мате риала, естественно было бы предположить, что сущест вует корреляция между жаропрочностью и термостой костью. Однако авторы [148] на примере сравнения дли тельной прочности и термостойкости ряда сплавов на никелевой основе установили, что такаякорреляция от сутствует. Если же сравнивать сплавы, близкие по уров-
14* |
211 |
шо жаропрочности, то по пластичности сплава после испытаний на длительную прочность можно качественно судить о термостойкости. Сплав с большей длительной пластичностью лучше сопротивляется воздействию теплосмен.
Исходя из изложенного выше, естественно ожидать повышения сопротивления термоусталости на тех об разцах стали, где микролегирующие добавки вызывают улучшение длительной пластичности. Способность стали 1Х23Н18, микролегированной Се и В, противостоять цик лическим напряжениям при нагревах и охлаждениях изучалась на образцах в лабораторных условиях и на лопатках в условиях, приближенных к натурным.
В процессе лабораторных испытаний образцы стали I варианта (I и II серий) цилиндрической формы под вергались нагреву в воздушной атмосфере при темпера туре 650° С в течение 30 мин, после чего охлаждались в воде, имеющей температуру 18—20° С. Режим цикла: нагрев при 650° С (30 мин), охлаждение в воде (0,5 мин).
Для исходной стали и для каждого варианта добав ки проведено 500 циклов. Внешний вид образцов после испытания не изменился. Изменения веса после термоциклирования не превышали 0,0050 г, причем минималь ные изменения веса характерны для стали, микролеги рованной 0,3% Се. Результаты металлографического исследования поверхности образцов после термоциклирования даны в табл. 19.
Для стали I и II серии в исходном состоянии харак терно наличие крупных трещин термической усталости, распространяющихся по границам зерен в центральной зоне образца (рис. 107). Выделения карбидной фазы по границам зерен становятся более крупными в процессе термоциклирования. В месте прохождения трещины кар бидные выделения заметны по обоим ее краям.
Микролегирование церием и бором заметно повыша ет сопротивление стали термической усталости. В стали I серии, микролегированной церием, трещины не обна ружены. В стали II серии, где содержание углерода при мерно на 0,04% выше, чем в I серии, отсутствие трещин отмечено только для стали, микролегированной бором в количестве 0,0045%- В остальных случаях крупных тре щин не найдено, но обнаружены микроскопические тре щины в центральных зонах образцов.
212
|
|
|
Т а б л и ц а 19 |
Номер се |
Тип и коли |
Состояние поверхности |
Результаты исследования |
чество микро |
образцов после термо- |
||
рии |
легирующей |
циклнрования (500 |
сварного шва и зоны тер |
|
добавки |
циклов) |
мического влияния |
I |
серия |
Исходное |
|
|
(0,0 9 - |
|
|
|
ОДО % С) |
|
|
|
|
0,1% |
Се |
|
|
0,2% |
Се |
|
|
0,3% |
Се |
11 |
серия |
Исходное |
(0,1 3 -
ОД 4% С)
0,0045% В
0,009% В
0,007% В
+
0,16% Се
0,16% Се
Несколько крупных |
_ |
|
|
||||
трещин |
в цент |
|
|
|
|||
ральной |
зоне |
и |
у |
|
|
|
|
края |
|
|
|
|
|
|
|
Трещин нет |
|
|
|
|
|
||
» |
» |
|
|
— |
|
|
|
» |
» |
|
|
— |
|
||
Крупные |
трещины |
* |
|
||||
в |
центральной |
|
|
|
|||
зоне |
|
|
|
|
|
|
|
Трещин нет |
|
|
|
|
|
||
Одна |
трещина |
|
в |
На всех трех образцах |
|||
центральной |
зо |
трещины, |
идущие по |
||||
не |
|
|
|
|
границам |
зерен |
че |
|
|
|
|
|
рез зону |
наплавки |
|
|
|
|
|
|
в зону термическо |
||
Две микроскопиче- |
го влияния |
|
|||||
На 1-м образце тре- |
|||||||
ские |
трещины |
в |
щин нет |
|
|
||
центральной зоне |
На 2-м образце трещи- |
||||||
|
|
|
|
|
на в зоне термичес |
||
|
|
|
|
|
кого влияния, на 3-м |
||
|
|
|
|
|
образце трещина |
в |
|
|
|
|
|
|
зоне наплавки и зоне |
||
|
|
|
|
|
термического влия |
||
|
|
|
|
|
ния |
|
|
Одна мнкроскопиНа всех трех образческая трещина в цах трещин нет центральной зоне
* Для сварного шва стали в исходном состоянии характерно следующее: на одном-двух из трех-четырех образцов имеются трещины в зоне сварного шва
изоне термического влияния.
Втабл. 19 приведены также данные о свариваемости стали, микролегированной церием, бором и комплексно этими элементами. Исследования сварного шва и зоны термического влияния, проведенные на образцах, выре занных из натурных лопаток, показали, что добавка це рия существенно улучшает свариваемость — трещин в этом случае не обнаружено. В случае комплексной до-
213
Рис. 107. Микроструктура центральной зоны образцов стали 1Х23Н18 без микролегирующих добавок после испытания на термоусталость с трещинами, идущими по границам зерен (Х100).
Рис. 108. Микроструктура стали IХ23Ң18 после термоциклирования со следами скольжения (Х100),