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
271
Из этого примера видно, как сильно влияет даже небольшое из-
менение концентрации легирующих элементов на структурно-
фазовый состав сталей, особенно вблизи границы, разделяющей
фазы. Так, близкие по основным компонентам (Fe, Cr, Ni) стали
02Х17Н13М3 (точка 3) и 07Х17Н12М2 (точка 4) являются сталями
различного класса вследствие пониженного содержания углерода
(0,02 % по сравнению с 0,07 %) и повышенного содержания Мо
(2,7 % по сравнению с 2,1 %) в первой стали.
Следует подчеркнуть, что по диаграмме Шеффлера можно
определять класс стали лишь приблизительно, особенно вблизи
границ с другой фазой, так как она не учитывает ряд факторов,
влияющих на структуру и превращения сталей. Например, в сталях,
выплавляемых на воздухе, всегда присутствует небольшое количе-
ство азота, который является сильнейшим аустенитостабилизиру-
ющим элементом.
25.3.4. Упрочняющие фазы в сталях и сплавах
Степень упрочнения металлов и сплавов во многом зависит от
характеристик самих упрочняющих частиц. Дисперсионное упроч-
нение наиболее эффективно в том случае, когда упрочняющая фаза
способна к растворению в матрице, выделению при специальных
термообработках и сохранению дисперсности и когерентности при
рабочих температурах в течение длительного времени. Например, в
стали нельзя использовать в качестве дисперсных упрочняющих
выделений цементит Fe
3
C из-за быстрой коагуляции при нагревах;
нитрид титана TiN − из-за трудности растворения частиц первич-
ного нитрида и, следовательно, затруднительно получить пересы-
щение матрицы титаном.
Здесь нельзя путать температуру плавления и температуру, при
которой происходит растворение частицы в матрице. Так, карбид
NbC имеет очень высокую температуру плавления − более 3600 °С,
однако он относительно легко растворяется в аустените и выделя-
ется при старении в виде дисперсных частиц. Поэтому этот карбид
используют для дисперсионного упрочнения стали. Кроме того,
степень упрочнения зависит от механических свойств упрочняю-
щей фазы − она тем выше, чем прочнее сама упрочняющая частица.
272
В зависимости от состава стали могут быть использованы раз-
личные упрочняющие фазы. Дать обзор всех таких фаз затрудни-
тельно вследствие большого их разнообразия. Некоторые свойства
упрочняющих химических соединений, встречающихся в кон-
струкционных сталях и сплавах, были представлены на рис. 25.23 и
в табл. 25.3. В легированных сталях и сплавах на основе Fe и Сr
наиболее часто встречающимися упрочняющими фазами могут
быть:
1) карбиды Fe
3
C; (Fe, Cr)
7
C
3
; (Fe, Cr)
23
C
6
; Mo
2
C; MoC; WC;
(Fe, Mo, W)
6
C; VC; NbC; ZrC; TiC и др.;
2) нитриды: Fe
16
N
1−2
; Fe
4
N; CrN; MoN; VN; NbN; ZrN; TiN; AlN
и др.;
3) интерметаллиды: NiAl; TiAl; Ni
3
Al; Ni
3
Ti; Ni
3
(Ti, Al); Fe
2
Mo;
Fe
2
W; FeCr; FeV и др.
В сталях, изготовленных по традиционной технологии, как пра-
вило, образуются первичные карбонитриды, например V(C, N);
Ti(C, N); Nb(C, N); (V, Nb)(C, N) и др.
Как видно из табл. 25.3, карбиды, нитриды и бориды обладают
высокими упругими свойствами − модулем сдвига G, модулем
упругости Е, а также высокой твердостью, намного превышающи-
ми соответствующие свойства для стали (например, карбид NbC
имеет: G = 205 ГПа, Е = 505 ГПа, ν = 0,22 и H
µ
= 16 ГПа, а Fe
(стали) G = 81÷83 ГПа, Е= 186÷223 ГПа, ν = 0,23÷0,31 и H
µ
=
= 0,6÷0,7 ГПа). Наиболее высокие значения указанных свойств
имеют карбиды и нитриды элементов IV и V групп. В соответствии
с этими признаками переходные металлы по их сродству к углеро-
ду и азоту, прочности и стойкости карбидов и нитридов, их устой-
чивости к распаду можно расположить в следующий ряд (по убы-
ванию свойств):
VII
VIII
IV группа
V группа VI группа
Hf Zr Ti Ta Nb V W Mo Cr Mn Fe−−−− −−− −− −
Важной особенностью формирования карбидов (и нитридов) яв-
ляется то, что во всех случаях кристаллические решетки фаз отли-
чаются от решеток соответствующих металлов (см. рис. 25.22): при
движении в периоде слева направо (от Ti к Ni), т. е. по мере запол-
нения внешних d- и s-электронных оболочек, происходит переход
от ОЦК к ГЦК и ГПУ решеткам.
273
Другим видом упрочняющей фазы в сталях являются интерме-
таллидные соединения, которые можно разделить по ряду схожих
признаков на следующие группы: электронные соединения (FeAl,
NiAl и др.); σ-фазы, которые образуются при относительно не-
большом (менее 8%) различии атомных радиусов (типа FeCr и др.);
фазы Лавеса (типа А
2
В: Fe
2
Mo, Fe
2
W и др.); геометрически плот-
ноупакованные фазы (типа А
3
В), представляющие собой выделения
упорядоченных ГЦК (γ′), ОЦК (γ′′) и ГПУ (η) фаз из аустенитной
матрицы. Последние − одни из наиболее благоприятных выделе-
ний, так как позволяют достичь существенного дисперсионного
упрочнения, стабильного при рабочих температурах, без охрупчи-
вания сплавов. В соединениях типа А
3
В более электроотрицатель-
ные элементы (Fe, Ni, Co) соответствуют элементу А, а такие, как
Al, Ti, Nb, − элементу В.
25.3.5. Формирование структуры стали путем
термической обработки
Применительно к сталям широко применяется термическая об-
работка как промежуточная или конечная стадия формирования
заданной структуры. Основные виды, режимы и применение тер-
мообработки, а также получаемые структуры приведены в
табл. 25.5 и на рис. 25.27−25.30. Вид термической обработки выби-
рается с учетом ее назначения, а конкретные режимы определяются
составом сталей. Так, температура на 50 °С выше A
c
3
достаточна
для закалки доэвтектоидных сталей (см. рис. 25.29), но в легиро-
ванных сталях (например, высокохромистых коррозионно-стойких
сталях) при этой температуре (∼900 °С) остаются нерастворившие-
ся карбиды М
23
С
6
, поэтому для их растворения температуру закал-
ки выбирают на 150−250 °С выше A
c
3
, т.е. порядка 1000−1150 °С.
Если в структуре сталей присутствуют интерметаллиды, то для их
полного растворения температура нагрева под закалку должна быть
еще выше (до 1250 °С). Температура старения также определяется
составом стали и типом вторичной фазы, которую требуется полу-
чить. В аустенитных жаропрочных сталях и сплавах оптимальная
температура старения для образования фазы Лавеса Fe
2
Mo 800−
900 °С. При высокотемпературных отжигах начало растворения
Fe
2
Mo 900−950 °С, Fe
2
W 1000−1050 °С; полное растворение насту-
274
пает при температуре 1200−1300 °С. Оптимальная температура
старения для образования γ′-фаз составляет 750−800 °С. При по-
вышении температуры эта фаза начинает в первую очередь перехо-
дить в твердый раствор (полное растворение происходит уже при
Т ≈ 900 °С). Затем растворяются (частично) карбиды тугоплавких
металлов (NbC, TiC и др.).
Таблица 25.5
Основные виды термообработки, применяемые к сталям и сплавам
Вид термообработки
Режим
термообработки
Основные процессы, образующаяся
структура, применение
Отжиг
I рода
а) Гомогениза-
ционный
(диффузион-
ный)
Нагрев до 1100−
1200 °С, выдерж-
ка 10−24 ч + мед-
ленное охлажде-
ние
Главный процесс − устранение по-
следствий дендритной ликвации
б) Рекристал-
лизационный
Т = 650−700 °С,
выдержка 0,5−1 ч
Главный процесс − рекристаллиза-
ция деформированного металла.
Применяют перед холодной обра-
боткой давлением и между операци-
ями холодного деформирования для
снятия наклепа
в) Для снятия
остаточных
напряжений
Т = 200 ÷ 700 °С,
чаще 350−600 °С,
выдержка не-
сколько часов
Главный процесс − полная или час-
тичная релаксация зональных оста-
точных напряжений. Применяют
после обработки давлением, резани-
ем, литья, сварки, шлифования
Отжиг
II рода
(фазовая
перекри-
сталлиза-
ция) (см.
рис. 25.27
и 25.28)
а) Полный
(доэвтектоид-
ная сталь)
Нагрев выше
температуры
3
c
A
на 20−50 °С,
выдержка + мед-
ленное охлажде-
ние со скоростью
10−100 °С/ч
Структура стали имеет мелкие рав-
новесные зерна, состоит из избы-
точного феррита и перлита. Исполь-
зуют для сортового проката, поков-
ки фасонных отливок
б) Неполный
(доэвтектоид-
ная сталь)
Нагрев вышеA
c
1
,
но нижеA
c
3
Образуется мягкий перлит. Исполь-
зуют для смягчения сталей перед
обработкой резанием
в) Сфероидизи-
рующий (заэв-
тектоидная
сталь)
Нагрев выше A
c
1
на 10−30 °С, вы-
держка + медлен-
ное охлаждение
Происходит полная перекристалли-
зация. Структура стали имеет зерни-
стую форму перлита вместо пла-
стинчатой в доэвтектоидной и эв-
тектоидных сталях
275
Продолжение табл. 25.5
Вид термообработки
Режим
термообработки
Основные процессы, образующаяся
структура, применение
г) Изотерми-
ческий
Нагрев вышеA
c
3
+
ускоренное охла-
ждение до темпе-
ратуры на 30−
150 °С ниже A
c
1
+
изотермическая
выдержка до пол-
ного распада
аустенита + быст-
рое охлаждение
Получается однородная структура,
улучшается обрабатываемость реза-
нием. Используют для поковок и
других заготовок небольших разме-
ров из легированной стали
д) Высокий
отпуск («низ-
кий отжиг»)
Нагрев до 650−
680 °С (несколько
ниже
1
c
A
)
Происходит распад остаточного
мартенсита, коагуляция карбидов.
Используют для сортового проката
для снижения твердости сталей
Нормализация (нормали-
зационный отжиг)
(см. рис. 25.27 и 25.28)
Нагрев выше A
c
3
или выше А
ст
на
30−50 °С, выдерж-
ка до 1 ч + охла-
ждение на воздухе
К низкоуглеродистым сталям при-
меняют вместо смягчающего отжи-
га; в средне- и высоколегированных
сталях может образоваться мар-
тенсит (т.е. происходит воздушная
закалка); высокоуглеродистые стали
ощутимо упрочняются
Патентирование (разно-
видность изотермической
обработки)
(см. рис. 25.27)
Нагрев до
870−920 °С (на
150−200 °С выше
A
c
3
) + свинцовая
или соляная ванна
Т = 450÷550 °С +
охлаждение
При выходе из ванны сталь имеет
ферритно-перлитную структуру.
Используют для получения высоко-
прочной проволоки из углеродистой
стали
Закалка
(рис.
25.29)
а) Без поли-
морфного
превращения
Нагрев выше A
c
3
на
30−50 °С (доэвтек-
тоидные стали)
или A
c
1
(заэвтекто-
идные стали), вы-
держка для завер-
шения фазовых
превращений +
ускоренное охла-
ждение со скоро-
стью выше v
кр
(см.
рис. 25.13)
Главный процесс − формирование
неравновесной структуры во время
ускоренного охлаждения. При низ-
кой температуре фиксируется состо-
яние сплава, свойственное ему при
более высокой температуре. На-
пример, в сплаве С
1
фиксируется
α-твердый раствор состава п − пере-
сыщенный твердый раствор В в А; в
сплаве С
2
(α + β)-твердый раствор,
причем α-состава m (рис. 25.30)
276
Окончание табл. 25.5
Вид термообработки
Режим
термообработки
Основные процессы, образующаяся
структура, применение
б) С полиморф-
ным превраще-
нием (закалка на
мартенсит)
Главное − мартенситное превраще-
ние высокотемпературной фазы
в) С плавлением
поверхности
Лазерная, плаз-
менная и другие
виды обработки
поверхности
Главное − быстрое затвердевание
поверхностного слоя с образованием
метастабильной структуры
Старе-
ние
В зависимости от
состава стали
Т = 550÷850 °С,
время выдержки
определяется
требованиями к
получаемой
структуре
Главный процесс − распад пересы-
щенного твердого раствора с обра-
зованием новой фазы, отличающей-
ся от матрицы и химическим соста-
вом, и структурой. Используют для
повышения прочности и жаропроч-
ности дисперсионно-твердеющих
сплавов. В некоторых сплавах воз-
можно и естественное старение,
старение при длительной эксплуата-
ции при повышенной температуре,
динамическое старение (при воздей-
ствии напряжений), старение при
воздействии внешней среды
Отпуск Для углеродистых сталей
различают:
Главный процесс − распад и (или)
возврат и рекристаллизация мартен-
сита
а) низкий отпуск
(на отпущенный
мартенсит)
Т = 120÷150° С,
выдержка 1−3 ч
Основные процессы − уменьшение
остаточных закалочных напряжений
б) средний от-
пуск
Т = 350÷450 °С Основные процессы − сочетание
высокой прочности, упругости с
достаточной вязкостью
в) высокий от-
пуск (на сорбит)
Т = 450÷650 °С,
выдержка не-
сколько часов
Основные процессы − сочетание
высокой прочности с хорошей со-
противляемостью ударным нагруз-
кам. Наиболее широко применяют
к конструкционным сталям
Улуч-
шение
Двойная опера-
ция получения
сорбита − закалка
+ высокий отпуск
То же
Основные процессы − те же
277
Рис. 25.27. Основные разновидности
отжига 2-го рода доэвтектоидной стали:
1 − полный; 2 − изотермический;
3 − нормализационный отжиг
(нормализация); 4 − патентирование
Рис. 25.28. Температура нагрева
сталей для отжига 2-го рода:
1 − полный; 2 −неполный;
3 − сфероидизирующий отжиг;
4 − нормализация; 5 − высокий отпуск
Рис. 25.29. Температура нагрева
сталей для закалки
Рис. 25.30. Схема закалки без
полиморфного превращения
Старение − один из основных способов повышения прочности и
жаропрочности дисперсионно-упрочняемых сплавов. При старении
различают непрерывный и прерывистый распад. При непрерывном
распаде образуются и растут отдельные выделения избыточной
фазы, размер rкоторых возрастает со временем старения τ прибли-
зительно по закону
r = (Dτ)
n
, (25.10)
278
где D − коэффициент объемной диффузии компонента, которым
обогащено выделение; п лежит в пределах от 1/3 до 1/2. Характер-
ная особенность − непрерывное по всему объему исходных зерен
уменьшение концентрации легирующего элемента.
При прерывистом распаде в зернах исходного пересыщенного
раствора α
п
зарождаются и растут ячейки (колонии) двухфазной
смеси α
1
+ β, имеющие перлитообразное строение. У α
1
-фазы
внутри ячеек − та же решетка, что и у исходной фазы α
п
, но состав
ее является равновесным при данной температуре. Рассматривае-
мое превращение можно записать в виде:
α
п
→ α
1
+ β. (25.11)
Средний состав в двухфазной смеси α
1
+ β внутри ячейки такой
же, как состав исходного раствора α
п
. Характерная особенность −
на границе ячейки и исходного раствора в узкой зоне происходит
резкий скачок концентрации − от исходной в растворе α
п
до кон-
центрации раствора α
1
внутри ячейки. Поэтому распад называют
прерывистым.
25.4. Теплоустойчивые и жаропрочные стали
Стали и сплавы, предназначенные для работы при повышенных
и высоких температурах, можно разделить на группы: тепло-
устойчивые, работающие в нагруженном состоянии при повышен-
ных температурах с максимальной рабочей температурой до
600−650 °С в течение длительного времени; жаропрочные, рабо-
тающие в нагруженном состоянии при высоких температурах в те-
чение определенного времени и имеющие при этом достаточную
жаростойкость; жаростойкие (окалиностойкие), работающие в не-
нагруженном и слабонагруженном состоянии при температурах
выше 550 °С и обладающие стойкостью против химического раз-
рушения поверхности в газовых средах, включая воздух.
Теплоустойчивые и жаропрочные стали по количеству легиру-
ющих элементов и получаемой структуре разделяют (условно) на
несколько групп (см. рис. 24.4). В группу теплоустойчивых сталей
входят: углеродистые, низколегированные, хромистые среднелеги-
рованные, высоколегированные хромистые, хромоникелевые и
279
другие стали. Структура их зависит от степени легирования и ре-
жима термообработки. После нормализации стали имеют феррит-
ную или ферритно-карбидную структуру разной дисперсности
(перлит, сорбит, троостит, бейнит) (см. п. 25.3). К жаропрочным
относят стали аустенитного класса на хромоникелевой и хромони-
кельмарганцевой основе с различным дополнительным легирова-
нием. Структура таких сталей − растворно-упрочненный аустенит
(гомогенные стали), аустенит с карбидным или интерметаллидным
упрочнением (дисперсионно-упрочненные стали). Жаростойкие
стали бывают хромистыми ферритного, ферритно-мартенситного
или мартенситного класса; хромоникелевыми аустенитными ста-
лями и сплавами.
По жаропрочности, одним из критериев которой является дли-
тельная прочность, теплоустойчивые стали среди реакторных кон-
струкционных материалов занимают невысокое место (после спла-
вов Mg, Al, Ti и углеродистых сталей) (рис. 25.31), однако по ком-
плексу физико-механических свойств при низких и умеренных
температурах (рис. 25.32), технологичности и стоимости использо-
вание их часто оказывается экономически целесообразным.
Основной задачей при выборе системы легирования для стали
является создание термодинамически устойчивого (при температу-
ре технологических отпусков) структурно-фазового состояния,
обеспечивающего требуемый уровень прочности (длительной
прочности) при рабочих условиях, технологичности (свариваемо-
сти), коррозионной (и радиационной − в ядерных и термоядерных
реакторах) стойкости. В ряде случаев важным является обеспече-
ние прокаливаемости полуфабрикатов, которой обеспечивается
однородность СФС и механических свойств по сечению изделия.
Под прокаливаемостью массивных заготовок подразумевают
глубину проникновения закаленной зоны в объем заготовки. Не-
сквозная прокаливаемость объясняется тем, что при закалке деталь
охлаждается быстрее с поверхности и медленнее − в середине. На
рис. 25.33 дана схема, показывающая несквозную прокаливаемость
и влияние глубины закалки на механические свойства стали. Если
критическая скорость закалки (зависящая от вида охлаждающей
среды, состава стали и величины сечения детали) равна v
кр
, то де-
таль не прокаливается насквозь и глубина закалки будет равна за-
штрихованному слою (рис. 25.33,а).
280
Рис. 25.31. Зависимость длительной прочности различных сплавов
от температуры:
1− патронная латунь (Cu-Zn-сплавы); 2, 3 − алюминиевые сплавы (2 − САП, 3 −
А1-сплав); 4 −литейный Mg-сплав; 5 −Ti-сплав; 6 − углеродистая сталь; 7, 8 −
теплоустойчивые малолегированные стали (7 − Х5М; 8 − ХМ); 9−11 − коррозион-
но-стойкие стали (9 − A1SI304, 10 −AISI316, 11 −литейная высокотемпературная
сталь); 12 − Ni-сплавы; 13 − термообработанные стали на основе железа (Cr, Ni,
Co); 14 − сплавы на основе Fe после обработки давлением; 15 − сплавы на основе
Со; 16 − Мо-сплавы; 17 − металлокерамика К-161–В
Рис. 25.32. Предел прочности различ-
ных материалов в зависимости от тем-
пературы:
1 − простые конструкционные стали
(углеродистые улучшаемые, слаболе-
гированные Cr-Ni-стали); 2 − сравни-
тельно слаболегированные стали пер-
литного и ферритного классов (тепло-
устойчивые стали); 3 − аустенитные
жаропрочные стали; 4 − высоколеги-
рованные жаропрочные стали со спе-
циальным упрочнением и никелевые
сплавы
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)