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
281
Рис. 25.33. Схемы, показывающие несквозную прокаливаемость (а)
и влияние глубины закалки на механические свойства стали (б):
1 − закаленная; 2 − незакаленная зона
Несквозная прокаливаемость приводит к тому, что на поверхно-
сти стали образуется мартенсит, глубже − мартенситно-троостит-
ная структура, глубже − троостит, а центре детали − перлит. Соот-
ветственно в сердцевине изделия наблюдается снижение прочности
и ударной вязкости (рис. 25.33,б). При сквозной прокаливаемости
формируется относительно однородное СФС, в результате которо-
го свойства будут одинаковы в каждом сечении.
Прокаливаемость, как и v
кр
, тесно связана со скоростью превра-
щения аустенита в перлит и, следовательно, с расположением кри-
вой начала превращения на С-диаграмме. Легирующие элементы,
сдвигающие линии начала превращения вправо на диаграмме изо-
термического распада аустенита, что равносильно замедлению ско-
рости распада аустенита, способствуют более глубокой прокалива-
емости детали. Такими являются элементы (за исключением Со),
растворенные в аустените.
Накопленный опыт применения сталей, из которых изготавли-
вают различные детали и узлы ответственного назначения в маши-
ностроении, энергетике и других областях техники, показал пер-
282
спективность использования для теплоустойчивых сталей на осно-
ве феррита, легированного одним или несколькими элементами из
таких, как Сr, Ni, Si, Mn, Mo, W, V, Ti, Nb, В. Легированные стали
обладают лучшими механическими свойствами после термообра-
ботки (закалка + отпуск) в изделиях более крупных сечений по
сравнению с углеродистыми сталями из-за улучшения прокаливае-
мости при введении легирующих элементов. Обычно для достиже-
ния высокой прокаливаемости сталь легируют, прежде всего, более
дешевыми элементами − Сr, Мn, В, но для крупногабаритных дета-
лей и более дорогими элементами −Ni, Mo и др.
Наиболее эффективно повышает прокаливаемость стали ком-
плексное легирование типа Сr + Mo, Cr +Ni, Сr + Ni + Mo и др. При
этом высокие механические свойства можно получить практически
в любом сечении изделия. Однако чрезмерно высокое содержание
некоторых легирующих элементов может привести к повышению
порога хладноломкости (Т
хр
) и снижению запаса вязкости (работы
разрушения − а
к
). Так, увеличение в стали содержания Сr или Мn
до 1−1,5 % практически не влияет на Т
хр
, однако при больших их
концентрациях Т
хр
повышается, а а
к
резко падает. Весьма полезным
является введение Ni, который наиболее сильно понижает Т
хр
, уве-
личивает прочность (НВ) и ударную вязкость (рис. 25.34). Повы-
шая запас вязкости, Ni увеличивает сопротивление распростране-
нию трещины. Все остальные элементы, кроме небольших добавок
Сr, Мn и Мо, повышая прочность увеличивают и Т
хр
.
Чрезмерное легирование (за исключением Ni и Мо) ухудшает и
технологичность стали (обработку резанием, свариваемость и т. д.).
Несмотря на высокую эффективность для улучшения многих
свойств стали, Ni вводят в предельно минимальном количестве
вследствие высокой его стоимости.
Тугоплавкие карбидообразующие элементы (V, Ti, Nb, Zr), вво-
димые в сталь в небольшом количестве (до 0,15%), образуют труд-
норастворимые в аустените карбиды, измельчают зерно, что пони-
жает Т
хр
, повышают работу распространения трещины и уменьша-
ют чувствительность к концентраторам напряжений. Однако при
большом содержании этих элементов сопротивление стали хруп-
кому разрушению уменьшается.
283
Рис. 25.34. Влияние легирующих
элементов на твердость (а),
ударную вязкость (б) и температуру
хрупко-вязкого перехода (в) феррита
Особо сильное влияние на увеличение прокаливаемости сталей
оказывают малые добавки бора (0,002−0,006 %). По этому крите-
рию микролегирование бором эквивалентно введению 1 % Ni;
0,5 % Мn; 0,2 % Мо. Содержание бора более 0,0 1% нежелательно
из-за сильной горячеломкости стали; при содержании менее
0,001 % В его влияние незначительно. Механизм влияния бора за-
ключается в том, что, являясь поверхностно-активным элементом,
он концентрируется на границах зерен аустенита и препятствует
здесь зарождению феррита при (γ → α)-превращении (известно,
что зародыши перлита образуются главным образом на границах
аустенитных зерен, затем превращение распространяется в тело
зерна).
284
Легирующие элементы повышают устойчивость мартенсита
против отпуска и задерживают коагуляцию карбидов. Поэтому для
получения требуемой прочности и твердости легированные стали
подвергают отпуску при более высокой температуре, чем углеро-
дистые стали. Это позволяет полностью снять закалочные напря-
жения, а также получить лучшее сочетание прочности и вязкости
разрушения.
25.5. Углеродистые и низколегированные стали
перлитного класса
Углеродистые и низкоуглеродистые стали имеют перлитную
структуру и поэтому относятся к сталям перлитного класса. Эти
стали подвержены природному тепловому охрупчиванию, т.е. сни-
жению пластичности при нагревании
1
.
Напомним, что в интервале температур 250−400 °С наблюдается
так называемая необратимая хрупкость стали или отпускная хруп-
кость I рода, свойственная всем сталям. Охрупчивание обусловлено
неравномерностью распада мартенсита по границам и в теле зерна.
По границам идет полный (более полный, чем в зерне) распад, со-
провождающийся возникновением значительных концентраций
напряжений в приграничных областях, вызывающих их разруше-
ние. В качестве способа устранения этого вида хрупкости реко-
мендуют подвергать сталь длительному высокотемпературному
отпуску.
В интервале температур от 600 °С до A
c
1
наблюдается необра-
тимая высокотемпературная отпускная хрупкость стали после
очень длительных (сотни−тысячи) часов выдержки. Характерными
особенностями высокотемпературной отпускной хрупкости явля-
ются ее нечувствительность к скорости охлаждения, усиление
хрупкости с повышением температуры и сохранение при отжиге в
ферритной области. Основной причиной хрупкости этого рода явля-
ется коагуляция карбидной фазы до микронных размеров, напри-
мер, на границах зерен. В качестве метода борьбы с высокотемпе-
ратурной отпускной хрупкостью рекомендуют легировать сталь
1
Физическое материаловедение. − Т. 2. П. 7.5.2.
285
карбидообразующими элементами, связывающими углерод в теле
зерна.
В интервале температур от 400 до 600 °С (700 °С) наблюдается
явление обратимой отпускной хрупкости как при кратковремен-
ном отпуске стали, так и при длительной эксплуатации даже при
температурах несколько ниже 400 °С. Основной причиной этого
вида хрупкости является ослабление прочности зернограничного
сцепления вследствие сегрегации примесей и особенно фосфора,
или совместной сегрегации Р (его аналогов Sb, Sn) и легирующих
элементов. В частности, установлено конкурентное влияние сегре-
гации Р и С на границах: Р − ослабляет границу, С − усиливает
межзеренное сцепление. Легирующие некарбидообразующие эле-
менты вытесняют углерод на границы (снижают хрупкость), а кар-
бидообразователи − наоборот. В качестве мер борьбы с обратимой
отпускной хрупкостью рекомендуют рафинирование (очистка) ста-
ли по примесям Р (Sb, Sn), нагрев выше интервала охрупчивания с
последующим быстрым охлаждением.
25.5.1. Химический состав и структура перлитных сталей
Структура перлитных сталей в равновесном состоянии пред-
ставляет собой перлитно-ферритную смесь (рис. 25.35,а). Обоб-
щенные данные по использованию перлитных сталей приведены
втабл. 25.6, а их составы, режимы термообработки и механические
свойства − в табл. 25.7 и 25.8.
Анализ состава перлитных сталей показывает, что они пред-
ставляют собой систему Fe−С, легированную Cr, Ni, Mo и V.
Хром вводится с целью повышения сопротивления стали окис-
лению (коррозии). Наряду с этим добавка хрома способствует
улучшению прокаливаемости стали в массивных заготовках, обес-
печению высокого отпуска (Т > 650 °С) сварных швов с целью
устранения остаточных напряжений (Сr повышает A
c
1
), обеспече-
нию высоких механических свойств в зоне термического влияния
сварных соединений вследствие ускорения карбидообразования
при отпуске. Однако при увеличении содержания хрома в стали
более 2 % снижается ее ударная вязкость, а также настолько значи-
тельно снижается критическая скорость закалки, что, например,
сталь с 2÷2,5 % Сr, содержащая около 1 % Мо, при охлаждении на
286
воздухе приобретает склонность к образованию хрупкой мартен-
ситной структуры, что создает значительные технологические
трудности при деформации (обработке давлением), сварке и других
операциях в процессе изготовления трубопроводов, различных из-
делий и конструкций.
Рис. 25.35. Микроструктура сталей различных классов:
а − сталь перлитного класса 15Х2МФБ (0,15 % С; 1,4 % Сr; 0,5 % Мо; 0,3 % V;
0,3 % Nb) после выдержки при температуре 980 °С в течение 30 мин и охлаждения
на воздухе (перлит + феррит); б − сталь мартенситного класса 15X13 (0,15 % С;
13 % Сr) после выдержки при температуре 1050 °С в течение 30 мин и охлаждения
на воздухе (мартенсит); в − сталь полуферритного класса 10Х13МБФ (0,1 % С;
13 % Сr; 1,2 % Мо; 0,9 % Nb; 0,2 % V) после выдержки при температуре 1050 °С в
течение 30 мин и охлаждения на воздухе (мартенсит + феррит)
287
Таблица 25.6
Использование углеродистых и низколегированных сталей
для разных условий эксплуатации
Т, °С
р, МПа
Применяемая
сталь
Структура
≤ 120 ≤ 0,8
Ст2, СтЗ Ф + П (после охлаждения на воздухе)
≤ 400
≤ 6
Углеродистые
котельные
12К, ... , 22К
Ф + П (после охлаждения на воздухе). При
длительной эксплуатации может происхо-
дить сфероидизация и коагуляция карбидов
≤ 585 ≤ 25,5
Низколегиро-
ванные стали
В зависимости от режима ТО: Ф + П; Ф + Б;
Б; М. При длительной эксплуатации воз-
можно: возрастание размера блоков; укруп-
нение карбидов типа МС и образование но-
вых карбидов (М
23
С
6
, М
2
С); обеднение твер-
дого раствора легирующими элементами,
особенно молибденом
Никель улучшает прокаливаемость перлитной стали путем за-
медления распада аустенита, повышает прочность стали вследствие
упрочнения ферритной составляющей перлитной структуры. При
определенных условиях Ni несколько снижает Т
хр
. Однако при со-
держании Ni более 1,5−2 % повышается чувствительность стали к
отпускной хрупкости вследствие вытеснения углерода на границы
зерен и образования там легко коагулирующих карбидов хрома.
При содержании Ni более 3 % повышается Т
хр
. Особенно сильно Ni
охрупчивает сталь совместно марганцем.
Молибден является одним из упрочнителей ферритной фазы.
Растворяясь в феррите, Мо увеличивает энергию связи атомов и
энергию активации самодиффузии Fe и, следовательно, упрочняет
ферритную фазу, повышает температуру рекристаллизации, увели-
чивает длительную прочность. Так, длительная прочность стали
15М при 500 °С за 10
5
ч равна 90 МПа, что в 2,5 раза больше дли-
тельной прочности нелегированной стали Ст15. Феррит, легиро-
ванный молибденом, сохраняет прочность до 450 °С (рис. 25.36).
При повышенных температурах происходит частичное перерас-
пределение Мо из феррита в карбидную фазу, при этом повышает-
ся устойчивость сложных карбидов, но несколько снижается дли-
тельная прочность. Например, σ
дл
стали с 0,17 % С и 0,55 % Мо в
исходном состоянии при 500 °С на базе 10
4
ч составляет 185 МПа, а
скорость ползучести при σ = 60 МПа примерно равна 0,5
⋅ 10
−5
%/ч.
288
Таблица 25.7
Химический состав реакторных конструкционных сталей перлитного класса
и зарубежные аналоги
Марка
стали
Химический состав, %
Аналоги в дру-
гих странах**
С Сr Ni Mo V
Дру-
гие*
22К
0,19−0,26 ≤ 0,4 ≤0,3
− − −
А212В
А533С
А1
15М
0,10−0,18
− −
0,4−0,7
− −
А302А
А302В
12ХМ
0,9−0,15 0,4−0,6 ≤0,25 0,4−0,6
− − −
15ХМ
0,11−0,18 0,8−1,1 ≤ 0,25 0,4−0,55
− − −
12Х1МФ
0,08−0,15 0,9−1,2 ≤ 0,25 0,25−0,35 0,15−0,30
− −
12Х2МФБ
0,08−0,12 2,1−2,6 ≤ 0,25 0,5−0,7 0,2−0,35 0,5−
0,8Nb
−
15Х2МФА
0,11−0,21 2,0−3,0 ≤ 0,4 0,6−0,8 0,25−0,35
−
А542
15Х2В2ФА 0,18 2,4
− −
0,24 1,3W
−
25Х3МФА
0,22−0,27 2,5−3,3 ≤ 0,4 0,6−0,8 0,25−0,35
− −
10ХСНД < 0,12
0,6−0,9 0,5−0,8
− − − −
15ГНМ
0,13−0,18
−
1,0−1,3 0,4−0,55
− −
А302С
А302D
А533В
10ХН1М
0,08−0,12 0,7−1,0 1,1−1,4 0,4−0,6
− −
А502-2
10ХН2МА
0,08−0,12 0,6−0,9 1,4−1,8 0,4−0,6
− − −
10Н3МФА
0,08−0,12 ≤0,3 2,8−3,7 0,4−0,6 0,03−0,08
− −
10ГН2МФА
0,08−0,12 ≤0,3 1,7−2,7 0,4−0,7 0,03−0,07
− −
15Х2НМФА
0,13−0,18 1,8−2,3 1,0−1,5 0,5−0,7 0,10−0,12
− −
15Х2НМФАА
0,13−0,18 1,8−2,3 1,0−1,5 0,5−0,7 0,10−0,12
− −
15Х3НМФА
0,12−0,16 2,2−2,7 0,8−1,3 0,5−0,8 0,08−0,15
− −
15Х3НМФАА
0,12−0,16 2,2−2,7 0,8−1,3 0,5−0,8 0,08−0,15
− −
___________
* В сталях содержание Si и Мn менее 1%; S и Р − менее 0,035%; Сu− менее
0,3%. В сталях 15Х2НМФАА и 15Х3НМФАА (особовысококачественные стали)
для повышения их радиационной стойкости ограничено содержание примесей:
Р ≤ 0,010 %; Сu ≤ 0,10 %; Sb ≤ 0,005 %; Sn ≤ 0,005 %.
** Сталь А1 − Чехословакия; остальные стали − США.
289
Таблица 25.8
Механические свойства*, критические температуры хрупко-вязкого перехода и области применения сталей
перлитного класса
Марка стали
Термическая
обработка
Т, °С
σ
в
, МПа
σ
0
,
2
,
МПа
δ, % ψ, %
а
к
, кДж/м
2
Т
хр
, °С
Применение
22К Нормализация
(900 °С) + отпуск
(660 °С)
20
350
500
430−520
350
290
215−300
185−210
200
21
18
19
45−50
45
60
600−850
−
−
≤ +40−50
−
−
Сосуды давления,
корпуса ВВЭР малой
и средней мощности,
корпуса парогенера-
тора, компенсаторов
объема, емкостей
САОЗ и другого
вспомогательного
оборудования
15М Нормализация
(900−950 °С)
20
500
550
550
400
330
−
−
−
24
23
22
−
−
−
−
−
−
−
−
−
То же
16ХМ Нормализация
(900−920 °С) + от-
пуск (630−650 °С)
20
400
500
460−540
500
450
290−350
250
270
21−25
23
20
55−67
69
75
1200−2700
1600
−
−
Трубы перегревате-
лей, паропроводов,
коллекторов, фланцы
для длительной ра-
боты (до 500 °С)
________
* Разбросы значений механических характеристик, а также Т
хр
обусловлены различиями видов и сечений образцов для
испытаний, условий испытания, содержания примесей (номера плавки).
289
290
Продолжение табл.25.8
Марка стали
Термическая
обработка
Т, °С
σ
в
, МПа
σ
0
,
2
,
МПа
δ, % ψ, %
а
к
, кДж/м
2
Т
хр
, °С
Применение
12Х1МФ
Нормализация или
закалка (950−
980 °С) + отпуск
(720−760 °С)
20
520
580
520
440
300
330
320
210
25
22
25
67
75
66
150
110
−
−
Трубы пароперегре-
вателей, трубопрово-
ды высокого и сверх-
высокого давления
для длительной
службы (до 585 °С).
12Х2МФБ
Закалка (1060−
1080 °С) + ОТПУСК
(840−860 °С)
20
550
580
620
507
355
320
275
302
230
220
200
36
31
33
34
78
78
81
85
1400
1790
−
−
−
Трубы котельных
установок, паропере-
греватели, паропро-
воды для длительной
работы (до 570 °С)
15Х2МФА Закалка (920 °С ) +
высокий отпуск
(650 °С)
20
350
570
495
490
410
15−23
14
55−75
71
2100
2660
≤−10÷+5
Корпусные сваривае-
мые конструкции,
обечайки, днище
корпуса ВВЭР мощ-
ностью до 440 МВт
25Х3МФА Закалка + высокий
отпуск
20
350
750−950
660
630
600
16
16
70
65
1600−2300
−
−
Несвариваемые дета-
ли корпуса (фланцы,
крепеж и др.) ВВЭР
10ХСНД Закалка + отпуск 20
350
395−550
−
≥ 400−
−530
350
16−19
−
−
−
≥ 490
(800-1800)
−
−10
Металлоконструкции
канальных кипящих
реакторов
290
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)