Добавил:
okley
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс) / 178_Физическое материаловедение_6 том
.pdf
261
(перлите) уменьшается содержание углерода. В стали с 12−14 % Сr
перлит содержит до 4 % С.
При легировании хромистых и хромоникелевых сталей другими
карбидообразующими элементами (Ti, Nb, V, Mo, W и др.) кроме
сложных карбидов типа М
23
С
6
и М
7
С
3
могут также появляться кар-
биды типа МС (TiC, VC и др.).
В сталях устойчивые карбиды (и нитриды) образуются только
металлами, расположенными в Периодической системе элементов
левее Fe (рис. 25.22). Эти металлы относятся к элементам переход-
ных групп и имеют недостроенную d-электронную полосу, запол-
ненную меньше, чем у Fe, причем чем левее расположены элемен-
ты, тем менее достроены их d-оболочки и тем более устойчивы об-
разуемые ими карбиды и нитриды. Это означает, например, что при
наличии в стали Сr и V, прежде всего, следует ожидать присут-
ствия карбидов ванадия (в равновесных условиях).
Полагают, что в процессе карбидообразования углерод отдает
свои электроны на заполнение d-электронной полосы атомам ме-
талла, тогда как у металла валентные электроны образуют метал-
лическую связь, обусловливающую металлические свойства карби-
дов. Однако в сложнолегированных сталях карбиды (и нитриды)
отдельных металлов наблюдаются не всегда. Большинство карби-
дов растворяет другие элементы, образуя ограниченные твердые
растворы.
При введении вольфрама и молибдена в сталь в количестве,
превышающем предел насыщения цементита этими элементами,
образуются сложные карбиды Fe
3
Mo
3
C (Fe
2
Mo
2
C) и Fe
3
W
3
C
(Fe
2
W
2
C) (см. рис. 25.20,б,в).
Наиболее распространенный в жаропрочных хромистых и хро-
моникелевых сталях карбид Сr
23
С
6
растворяет в себе другие леги-
рующие элементы в довольно широком интервале концентраций и
поэтому часто имеет переменный состав (Fe, Cr, Mo, W, V)
23
C
6
.
Количество дополнительных легирующих элементов и Сr, входя-
щих в состав карбида типа М
23
С
6
, может изменяться в зависимости
от условий термической обработки и длительности работы сталь-
ных деталей при высокой температуре.
Такие металлы, как Ti и Nb, в карбидах типа М
23
С
6
не раство-
ряются. Карбиды переходных металлов − Мо
2
С, VC, NbC, ZrC, TiC
и др. − имеют структуру фаз внедрения, для которых характерно
262
Рис. 25.22. Структура d-переходных металлов, а также карбидов и нитридов, образуемых ими в сталях
(М.И. Гольдштейн)
263
образование металлическими атомами простой решетки (но отлич-
ной по типу от решетки чистого металла), чаще всего кубической
гранецентрированной или плотноупакованной гексагональной
1
(см.
рис. 25.22). При этом исходя из геометрических соображений при-
нимают, что атомы углерода размещаются либо в октаэдрических,
либо в тетраэдрических пустотах. Поэтому критерием возможно-
сти образования фазы внедрения считают отношение атомного ра-
диуса углерода к атомному радиусу металла: r
C
/r
Me
< 0,59. При
большем значении этого отношения образование фаз внедрения
мало вероятно и соединение имеет сложную кристаллическую ре-
шетку.
Большинство карбидов, кристаллизующихся по типу фаз внед-
рения, растворимы друг в друге. Например, неограниченную рас-
творимость имеют карбиды TiC−VC; NbC−TiC и др. В итоге обра-
зуются карбиды типа (Ti, V)C, (Ti, Nb)C и т.п.
Фазы внедрения в отличие от хромистых карбидов и других
упрочняющихся фаз стали обладают более высокой термической
стойкостью, о чем можно судить по их свободной энергии образо-
вания и температуре плавле-
ния и (рис. 25.23 и 25.24;
табл. 25.3).
Таким образом, карбиды,
образующиеся в легированных
сталях, можно разделить на две
группы:
1) карбиды, имеющие слож-
ные кристаллические решетки
[типа М
3
С, М
7
С
3
, М
23
С
6
(М
4
С)].
Эти карбиды сравнительно
легко растворяются в аустени-
те при нагреве (например, при
температурах аустенизации);
2) карбиды, относящиеся к
фазам внедрения [типа МС,
имеющие ГЦК (VC, TiC, NbC,
TaC, ZrC) или гексагональные
1
Физическое материаловедение. − Т. 1. П. 3.3.3.
Рис. 25.23. Свободная энергия
образования карбидов в зависимости
от температуры
264
(WC, МоС) решетки]. В отличие от первой группы фазы внедрения
в реальных условиях нагрева стали почти не растворяются в аусте-
ните.
Рис. 25.24. Температура плавления некоторых упрочняющих фаз,
встречающихся в конструкционных материалах
265
Таблица 25.3
Тип, параметры решетки, упругие характеристики и микротвердость
некоторых упрочняющих фаз
Фаза
Тип и параметры
решетки, нм
Т
пл
, °С
Е,
ГПа
G,
ГПа
Коэф.
Пуассона
ν
Н
µ
,
ГПа
Карбиды
Fe
3
C Орторомбическая;
а = 0,3573; b = 0,6748;
с = 0,4523
1250
(1540)
(1650)
− − −
8
Cr
23
C
6
Сложная ГЦК; а = 1,065 1575 (темпе-
ратура распа-
да) (1567)
− − −
10
Cr
7
C
3
Гексагональная;
а = 1,401; с = 0,4525
1765 (1665)
− − −
15
VC ГЦК типа NaCl;
а = 0,4131÷0,4166
2648 (2830) 430
(320)
160 0,32 23
WC Гексагональная;
а = 0,2906; с = 0,2839
2676 (темпе-
ратура распа-
да) (2770)
640
(720)
270 0,18 21
TiC ГЦК типа NaCl;
а = 0,4313÷0,4331
3067 (3140) 460
(500)
190 0,17 28
ZrC ГЦК типа NaCl;
а = 0,4693
3540 (3530) 390
(445)
165 0,19 26
NbC ГЦК типа NaCl;
а = 0,4471
3613
(3678) (3480)
505
(580)
205 0,22 17
TaC ГЦК типа NaCl;
а = 0,4421÷0,4456
3985
(3920) (3880)
515 245 0,21 18
HfC ГЦК типа NaCl;
а = 0,4268÷0,4619
3930 (3970) 440
− − −
MoC Гексагональная типа WC 1190 (темпе-
ратура распа-
да) (2545)
200
− − −
Mo
2
C
α-Ромбическая;
a = 0,4720; b = 0,6004;
с = 0,4734
− − − −
15
β
-Гексагональная;
а = 0,3008÷0,3014;
b = 0,4776÷0,4741
2522 (2410)
− − − −
266
Продолжение табл. 25.3
Фаза
Тип и параметры
решетки, нм
Т
пл
, °С
Е,
ГПа
G,
ГПа
Коэф.
Пуассона
ν
Н
µ
,
ГПа
Нитриды
VN ГЦК типа NaCl;
а = 0,4140÷0,4066
2245
(2356) (2050)
− − −
15
NbN ГЦК типа NaCl;
а = 0,4373÷0,4393
2178
(2292) (2050)
505
− −
14
TiN ГЦК типа NaCl;
а = 0,4220 ÷ 0.4243
2930 (2950) 440
(255)
− −
19
ZrN ГЦК типа NaCl;
а = 0,4572 ÷ 0,4576
2960 (2980) 400
(395)
− −
15
TaN Гексагональная типа
CoSn;
а = 0,5181; с = 0,2905
2085
(2090) (3090)
470
− −
11
HfN ГЦК типа NaCl;
а = 0,4524 ÷ 0,4515
3387 530
− − −
Бориды
CrB Орторомбическая;
а = 1,476; b = 0,7428;
с = 0,4287
2100
− − − −
Mo
2
B ОЦТ типа СиАl
2
;
а = 0,5547; b= 0,4740
2270 (темпе-
ратура распа-
да)
− − − −
NbB Ромбическая; а = 0,3297;
b = 0,8717; с = 0,3166
2270
− − − −
NbB
2
Гексагональная;
а = 0,3095 ÷ 0,3105;
с = 0,3284 ÷ 0,3259
3000
− − − −
TiB Ромбическая типа FeB;
а = 0,7103; b = 0,3049;
с = 0,4551
2060 (темпе-
ратура распа-
да)
− − − −
TiB
2
Гексагональная типа
АlВ
2
;
а = 0,3030; с = 0,3228
2980 (2850)
− − − −
Оксиды
Al
2
O
3
Ромбоэдрическая;
а = 0
,513; α = 55°17′
2040 405
− − −
267
Окончание табл. 25.3
Фаза
Тип и параметры
решетки, нм
Т
пл
, °С
Е,
ГПа
G,
ГПа
Коэф.
Пуассона
ν
Н
µ
,
ГПа
Cr
2
O
3
Ромбоэдрическая типа α-
Al
2
O
3
; в гексагональных осях
а = 0,4607;
с = 1,3599
2425 (2268) 330
− − −
Y
2
O
3
ОЦК типа Мn
2
O
2
;
а = 1,0605
2415 180
− − −
ВеО
α-Гексагональная типа ZnS;
а = 0,2698; с = 0,4377;
β-тетрагональная;
а = 0,475; с = 0,274
2300−2570
385
− − −
MgO ГЦК типа NaCl;
а = 0,4213
2852 (2808) 305
− − −
НfО
2
α-Моноклинная типа
ZrО
2
;
а = 0,5116; b= 0,5172;
с = 0,5295
β-тетрагональная;
а = 0,514; с = 0,525
2900 285
− − −
Интерметаллиды
Fe
2
Mo Гексагональная типа MgZn
2
;
а = 0,4745; с = 0,7734
950 (тем-
пература
распада)
− − − −
NiTi
α-Гексагональная;
а = 0,4572; с = 0,4660;
β-кубическая типа CsCl;
а = 0,3075
1240
− − − −
Ni
3
Ti Гексагональная;
а = 0,5101; с = 0,8307
1378
− − − −
N
3
Al ГЦК типа Cu
3
Al;
а = 0,356
1395 (тем-
пература
распада)
200
− − −
NiAl ОЦК типа CsCl;
а = 0,2887
1638 185
− − −
Fe
2
Nb Гексагональная типа
MgZn
2
; с = 0,4811; с = 0,7857
1665
− − − −
Примечание. В скобках − данные разных авторов.
268
25.3.3. Структура стали
Повышение механических свойств и коррозионной стойкости
сталей достигается в результате усложнения состава. Легирующие
элементы, растворяясь в твердом растворе (α или γ), влияют на
условия равновесия и кинетику (γ
α)-превращения. В связи с
этим легирующие элементы можно разделить на две категории в
соответствии с двойными диаграммами состояния «железо-
легирующий элемент» (см. п. 25.1):
1) ферритостабализирующие (способствуют γ → α-превраще-
нию) Cr, Mo, W, Ti, Nb, Та, Si, V, Al;
2) аустенитостабилизирующие (способствуют α → γ-превраще-
нию) С, N, Mn, Ni, Co, Сu.
Ферритостабилизирующие элементы, растворяясь в α-фазе,
расширяют область ее существования и одновременно уменьшают
область γ-фазы (рис. 25.25). Их влияние на характер образования
Рис. 25.25. Влияние легирующих элементов на размеры γ- и α-областей
в сплавах железа
269
структуры аналогично влиянию Cr. Поэтому если в хромистые ста-
ли введен ферритостабилизирующий элемент, то в связи с увели-
чением общего количества ферритостабилизирующих элементов
есть опасность появления в структуре избыточного количества
α-фазы (δ-фазы) и исчезновения (частичного или полного)
(α γ)-превращения, в результате чего происходит переход стали
в двух- или трехфазный или ферритный класс. Об интенсивности
влияния тех или иных ферритостабилизирующих элементов на
свойства хромистых сталей можно судить по данным, приведен-
ным в табл. 25.4. При этом необходимо иметь в виду, что это влия-
ние зависит как от сочетания легирующих элементов и их количе-
ства, так и от содержания в стали углерода.
Таблица 25.4
Сравнительная интенсивность ферритостабилизирующего действия
элементов по отношению к Сr в хромистых коррозионно-стойких сталях
Легирующий элемент Сr Al V Ti Si Nb Mo W
Относительное легирующее
действие элементов
1 12 11 7,2 5,2 4,5 4,2 2,1
Для стабилизации аустенитной фазы в широком интервале тем-
пературы необходимо уменьшать количество ферритостабилизи-
рующих элементов и для компенсации их влияния увеличивать со-
держание аустенитостабилизирующих элементов. Это необходимо
не только для полного или частичного предотвращения появления
α-фазы, но и для предупреждения образования σ-фазы, особенно в
условиях длительной работы при высокой температуре.
Легирующие элементы влияют на устойчивость структуры в
различной степени. Поэтому для оценки их относительного фер-
ритостабилизирующего или аустенитостабилизирующего действия
введены понятия эквивалентов Сr и Ni соответственно следующим
образом:
Сr
экв
(%) = [Сr] + 5,5[А1] + 5[V] + 2[Si] +
+ 1,75[Nb] + 1,5[Mo]+ 1,5[Ti] + 0,75[W]; (25.8)
Ni
экв
(%) = [Ni] + 30[C] + 25[N] + [Co] + 0,5[Mn] + 0,3[Cu], (25.9)
где в квадратных скобках должно ставиться процентное содержа-
ние данного элемента в сплаве, т.е. влияние каждого элемента при-
270
водится к влиянию Сr и Ni с соответствующим коэффициентом.
Как видно из этих формул, Аl и V, как ферритостабилизирующие
элементы, имеют весьма высокие коэффициенты эквивалентности
к Сr (соответственно 5,5 и 5), W− слабый ферритостабилизирую-
щий элемент; сильнейшими аустенитостабилизирующими элемен-
тами с коэффициентами эквивалентности к Ni, равными соответ-
ственно 30 и 25, являются С и N.
Пользуясь величинами Сr
экв
и Ni
экв
по структурной диаграмме
для сталей (диаграмма Шеффлера для приблизительной оценки
структуры) можно определить класс стали (рис. 25.26). Например,
для следующих сталей в соответствии с выражениями (25.8) и
(25.9) имеем:
03Х23БЮ: Сr
экв
≈ 27,7; Ni
экв
≈ 0,9;
10Х13М2БФР: Сr
экв
≈ 17,6; Ni
экв
≈ 3,0;
02Х17Н13МЗ: Сr
экв
≈ 22,8; Ni
экв
≈ 14,6;
07Х17Н12М2: Сr
экв
≈ 21,0; Ni
экв
≈ 15,2.
Из диаграммы Шеффлера следует, что сталь 03X23БЮ − чисто
ферритная; 10Х13М2БФР − двухфазная ферритно-мартенситная;
02Х17Н13М3 − двухфазная аустенитно-ферритная, причем количе-
ство ферритной составляющей не превышает 5%; 07Х17Н12М2 −
аустенитная (см. рис. 25.26).
Рис. 25.26. Структурная диаграмма сталей (диаграмма Шеффлера).
Точками отмечены стали:
1 − 03Х23БЮ; 2 − 10Х13М2БФР; 3 − 02Х17Н13МЗ; 4 − 07Х17Н12М2
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)