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
341
Таблица 25.19
Химический состав зарубежных хромистых сталей,
применяемых и предполагаемых для использования в реакторостроении
Марка
стали
Струк-
турный
класс
стали
Содержание основных легирующих элементов, %
С Сr Ni Мо V Другие*
США
410 М
≤ 0,15 11,5−13,5 ≤ 0,50
1,0
− −
416 М
≤ 0,15 12,0−14,0
−
≤ 0,6
− −
405 Ф
≤ 0,08 11,5−14,5
− − −
~
0,2Аl
430 Ф
≤ 0,12 16−18
− − − −
420 М
≤ 0,15 12−14
− − − −
31 М
≤ 0,20 15−17 1,25−2,5
− − −
Швеция
НТ-9
Ф−М ≤ 0,20
11,9 0,05 0,55 0,3 0,5W
НТ-7 М
≤ 0,10
9
−
0,45
−
0,5Nb
Франция
R8 Ф
≤ 0,10
9,5
−
1,0 0,35 0,5Nb
ЕМ-12
Ф−М ≤ 0,15
9,0
−
1,0 0,3 l,0Nb
Япония
НСМ9М М
≤ 0,06 8−10
−
0,3−0,7
− −
SUS410 М
≤ 0,15 12−14
− − − −
SUS420 М
0,25−
0,40
12−14
− − − −
Германия
1.4914 M
0,16−
0,18
10,2−10,7 0,75−
0,95
0,45−
0,65
0,20−
0,30
0,10−0,25Nb;
≤ 0,0015B
Евросоюз
Eurofer-97 M 0,12 8,96 0,06
−
0,18 1,04W;
0,15Ta
_____________________
* В сталях: ≤ 1,0 Si; ≤ 2,0 Mn; ≤ 0,030 S; ≤ 0,04 Р.
342
Таблица 25.20
Механические свойства некоторых хромистых мартенситных и ферритно-мартенситных сталей
Марка
стали
Режим термической
обработки *
Т
исп
,
°С
Е,
ГПа
σ
в
, МПа
σ
т
, МПа δ, % ψ,%
а
к
,
кДж/м
2
σ
д
л
, МПа, за время, ч
10
4
10
5
12X13 З (1030 °С) + О (680 °С) 20
−
740 590 20 66
− − −
З (1030−1050 °С),
масло + О (700−750 °С)
20
400
500
530
550
−
193
183
−
−
740
−
540
−
460
600
−
480
−
420
19
−
15
−
20
−
−
−
−
−
1400
−
2500
−
2700
−
−
220
190
−
−
−
190
160
−
30X13
З (1000−1020 °С),
воздух или масло +
О (600−650 °С),
воздух
20
300
400
500
550
600
−
206
197
−
−
−
960
790
720
620
540
460
713
640
580
540
490
420
16
13
12
14
16
21
52
53
52
54
69
80
≥ 550
1250
1600
1650
1600
1600
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
15X11МФ
Н или З (1080−1100 °С),
воздух + О
(720−740 °С),
2 ч, воздух
20
400
450
500
550
600
−
193
−
180
−
−
740
600
550
510
540
450
550
480
440
420
440
410
17
15
18
21
16
20
66
66
61
68
65
78
1500
1900
2000
2100
2000
2100
−
−
−
−
160−200
97−100
−
−
−
−
130−170
−
_______
* З − закалка; О − отпуск; Н − нормализация.
342
343
Окончание табл.25.20
Марка
стали
Режим термической
обработки *
Т
исп
,
°С
Е,
ГПа
σ
в
, МПа σ
т
, МПа
δ, % ψ, %
а
к
,
кДж/м
2
σ
дл
, МПа, за время, ч
10
4
10
5
12Х12МВБФР
Н (1000−1050 °С),
воздух + О (750−780 °С),
3 ч, воздух
20
580
600
650
−
−
−
−
820−900
550
520
390
600−740
500
490
370
17−20
19
19
20
17−64
16
18
−
1300
−
−
−
−
200
180
95
−
160
140
75
12Х13М2БФР З (1050 °С), 30 мин. +
О (720 °С), 1 ч
20
350
500
600
750
−
−
−
−
−
750−800
640
610
350−390
180
780
610
570
−
160
4−19
6−11
5−6
15−20
15−40
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
13Х12В2Н2МФ
З (1000− 1020 °С),
масло + 0(540−590 °С),
воздух
20
300
400
450
500
550
600
−
−
−
−
−
−
−
1150−1250
1100
1050
1000
900
800
600
1000−1050
970
870
840
730
500
490
12−15
14
14
14
14
15
15
50−55
55
56
57
60
60
70
≥ 800
1100
1100
1100
1100
1100
1200
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
14Х17Н2 З (1030 °С),
масло + О (580 °С)
20
300
500
550
−
−
−
−
1200
1120
95
57
900
840
870
440
8
8
16
9
62
32
64
67
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
343
344
Таблица 25.21
Химический состав (мас. %) и микроструктура некоторых хромистых
зарубежных сталей
Марка
С Cr Mo Mn Si Ni V Nb N Микроструктура
F17 0,06 17,3
−
0,4 0,35 0.09
− −
0,032 Рекристаллизован-
ный феррит
EM12 0,09 9,6 1,91 0,9 0,37 0,12
0,38
0,41 0,030 Отпущенный мар-
тенсит и феррит
EM10 0,11 8,8 1,05 0,5 0,37 0,18
− −
0,02 Отпущенный
мартенсит
T91 0,11 8,3 0,95 0,38 0,43 0,13 0,2 0,08 0,02 Отпущенный
мартенсит
Таблица 25.22
Изменение количества δ-феррита, образующегося при введении одного
процента легирующего элемента в сталь 10Х12, %
Элемент Al V Ti Сr Nb Si Mo Mn Сu Co Ni С N
δ-феррит
+54 +18 +14 +14 +12 +6 +5
−6 −7 −7 −20 −210 −220
Изучение влияния легирующих элементов на свойства кор-
розионно-стойких сталей, содержащих 12−13 % Cr, позволило
установить, что наиболее значительно жаропрочность повышает
Мо, а затем W и Nb. На рис. 25.60 приведены кривые длительной
прочности основных 12 %-х хромистых сталей при базе испытания
10
5
ч в зависимости от температуры.
Рис. 25.60. Длительная прочность 12 %-х хромистых сталей при 600 °С
345
Приведенные на
рис. 25.60 и 25.61 данные
наглядно свидетельствуют
о существенном повыше-
нии жаропрочности по ме-
ре увеличения числа леги-
рующих элементов и
усложнения фазового со-
става.
Основное упрочнение
сложнолегированных ста-
лей типа X13 создается за
счет твердого раствора,
легированного Cr, Mo, W и
V, а также за счет карбидов
и дисперсных карбонитри-
дов. В общем виде карбид-
ные и интерметаллидные
фазы, образующиеся в ста-
лях с 12−13% Cr в резуль-
тате длительного старения,
следующие:
сталь с 12% Cr − Cr
23
С
6
;
сталь с 12% Cr + Мо − М
23
С
6
, М
6
С, Fe
2
Mo;
сталь с 12% Cr + Mo + Nb − М
23
С
6
, M
6
C, Fe
2
Mo, Nb(C, N);
сталь с 12% Cr + Mo + Nb + W − М
23
С
6
, M
6
C, Fe
2
(Mo, W),
Nb(C, N);
сталь с 12% Cr + Mo + Nb + W + V − М
23
С
6
, M
6
C, Fe
2
(Mo, W),
Nb(C, N); V(C, N).
Фазовый состав хромистых сталей существенно более сложный,
чем низколегированных, что также способствует повышению жа-
ропрочности (см. рис. 25.61). Принципиальное различие фазовых
составов состоит в том, что в числе упрочняющих имеются фазы
Лавеса Fe
2
Mo, Fe
2
(Mo, W). Условия формирования этой фазы рас-
смотрим более подробно на примере сплавов системы Fe−Mo.
Железо и молибден ограниченно растворимы друг в друге: мак-
симальная растворимость Fe в Мо достигает порядка 20 ат. % при
Рис. 25.61. Сводный график предела дли-
тельной прочности сталей за 10
5
ч в зависи-
мости от температуры:
1 − 12X13; 2 − 20X13; 3 − 20Х11МФБН;
4 − 10Х12ВНМФ; 5 − 20Х12МВБФР;
6 − 14Х12В2МБ; 7 − 12Х8М1ФБР;
8 − 15Х12М1ВБФР
346
1540 °С (1610 °С − по другим данным), а максимальная раствори-
мость Мо в α-Fe 24 % (22 %) при 1450 °С (1449 °С) (рис. 25.62).
С уменьшением температуры растворимость элементов друг в дру-
ге значительно снижается и при температуре ниже 600 °С не пре-
вышает нескольких долей процента.
Растворимость Мо в γ-Fe незначительна − максимальное ее зна-
чение составляет около 1,41 ат. % при 1150 °С; двухфазная область
γ + α при этой температуре простирается до 2,05 % Мо.
Система Fe−Мо характеризуется наличием четырех химических
соединений: λ (Fe
2
Mo), R (Fe
5
Мо
2
) (или Fe
62
Мо
38
− по другим дан-
ным), µ (Fе
3
Мо
2
) (или Fе
7
Мо
6
− по другим данным) и σ (FеМо)
(рис. 25.62).
Рис. 25.62. Диаграмма состояния системы Fe−Мо
347
Фаза σ образуется по перитектической реакции
Ж (36,5 ат. % Мо) + (Мо)
σ
при 1540 °С (1610 °С − по другим данным) и распадается по эвтек-
тической реакции на твердый раствор на основе Мо и фазу µ при
1235
± 20 °С.
Фаза R образуется по перитектической реакции
Ж (27,5 ат. % Мо) + σ R
при 1488 °С и распадается по эвтектоидной реакции при 1245 °С
(1200
± 10 °С − по другим данным) на фазы α (твердый раствор Мо
в α-Fe) и µ.
Фаза µ образуется по перитектоидной реакции
(R + σ → µ)
при 1370 °С.
Фаза λ образуется также по перитектоидной реакции
(α + µ → λ)
при 950
± 10 °С (977 °С − по другим данным).
Фаза σ имеет тетрагональную кристаллическую решетку с
а = (0,9218
± 0,0002) нм, с = (0,4813 ± 0,0002) нм и 30 атомами в
элементарной ячейке.
Периоды гексагональной решетки фазы µ в области сплавов, бо-
гатых железом, составляют а = (0,4754
± 0,0001) нм, с = (0,25716 ±
±
0,0003) нм (0,4752 и 0,2568 нм соответственно − по другим дан-
ным); ромбоэдрической ячейки − а = 0, 9001 нм, α = 30,62°.
Фаза R содержит 53 атома в элементарной ромбоэдрической
ячейке с периодом а = 0,9016 нм, α = 74,46°; эквивалентная ей гек-
сагональная ячейка имеет периоды а = (1,0910 + 0,0003) нм, с =
= (1,9354 ± 0,0005) нм.
Фаза λ обладает гексагональной кристаллической решеткой типа
MgZn
2
с а = (0,4745 ± 0,0005) нм и с = (0,7734 ± 0,0005) нм (0,4744
и 0,7725 нм соответственно − по другим данным).
В конструкционных сталях содержание Мо (также и других ту-
гоплавких легирующих элементов) обычно не превышает несколь-
ких процентов. Поэтому практический интерес представляет лишь
железный угол диаграммы состояния Fe−Mo, где присутствует
348
единственное выделение λ − так называемая фаза Лавеса, которая
является упрочняющей фазой. Она выделяется в процессе нагрева
(эксплуатации) изделия длительное время при высокой температу-
ре. Как видно из рис. 25.62, верхний температурный интервал су-
ществования λ фазы ограничен 950 °С. Это позволяет легко пере-
водить составляющие фазы Лавеса в твердый раствор посредством
нагрева под закалку при температурах выше 1000 °С (на практике
закалку проводят с температур 1050−1200 °С).
Схожую левую часть диаграмм состояния имеют и другие туго-
плавкие элементы с железом. В этих сплавах (богатых железом)
при старении выделяется фаза типа А
2
В, где А−Fe, В − легирующий
элемент (W, Ti, Nb и др.).
Характерной особенностью фаз Лавеса является их медленное
выделение из твердого раствора и чрезвычайно медленный рост
размеров частиц, что благотворно влияет на стабилизацию механи-
ческих свойств сталей при длительных высокотемпературных вы-
держках. Характер выделения фаз Лавеса зависит от температуры
эксплуатации (старения) стали. При Т < 600 °С происходит непре-
рывный распад, частицы распределены равномерно по телу зерна,
фаза длительное время сохраняет когерентность с матрицей. В ин-
тервале 600−700 °С возрастает роль дефектов структуры и снижа-
ется время до момента потери когерентности частиц с матрицей; на
дефектах структуры (границах зерен, двойников и т.п.) фаза растет
быстрее, чем в зерне. При Т > 700 °С когерентность нарушается
очень быстро. Поскольку с потерей когерентности из-за изменения
механизма упрочнения снижаются прочностные свойства и ускоря-
ется рост частиц второй фазы (при одновременном уменьшении их
объемной плотности), в результате чего нарушается стабильность
механических свойств, то в случае упрочнения стали фазой Лавеса
верхний предел температуры эксплуатации изделия ограничен
650 °С − температурой, при которой определенная доля второй фа-
зы может длительное время сохранять когерентную связь с матри-
цей и эффективно упрочнять сталь.
В хромистых сталях с повышенным содержанием Мо и W ин-
терметаллидная фаза (Fe, Cr)
2
(Mo, W) образуется в процессе старе-
ния при Т > 550 °С после того, как весь углерод израсходуется на
образование карбидов и карбонитридов.
349
Особая роль в качестве легирующих элементов в сталях с
12−13 % Cr принадлежит V и Nb. В ряде работ было показано, что
избыток V сверх необходимого для образования карбида VC раз-
упрочняет твердый раствор за счет уменьшения сил связи между
атомами железа. Однако V в концентрации 0,2−0,4 %, входящий во
многие мартенситные стали с 12−13 % Cr, не образует самостоя-
тельных карбидов. Часть V (< 0,1 %) связывается в карбонитридах
типа M
2
(C, N), в карбидах типа М
23
С
6
и в первичных карбонитри-
дах V(C, N). Остальная часть V находится в хромистом твердом
растворе и, по данным других работ, это определенным образом
может способствовать повышению кратковременной и длительной
прочности мартенситных сталей с 12−13 % Cr.
Наиболее сильное упрочняющее действие Nb проявляется при
выделении его в виде высокодисперсных частиц сложного карбо-
нитрида (Cr, Mo, W, Nb)
2
(C, N) в процессе отпуска (500−650 °С)
после закалки от высокой температуры. Однако в дальнейшем при
повышенной температуре происходит превращение карбонитрида
M
2
(C, N) в карбид типа М
23
С
6
и прочность стали падает.
Для всех 13%-х хромистых сталей характерно следующее изме-
нение механических свойств, определенных при нормальной тем-
пературе, в зависимости от температуры отпуска (рис. 25.63). Пре-
дел прочности в этих сталях сохраняет свои значения до темпера-
туры Т
отп
≈ 500 °С с заметной тенденцией к «вторичному» упроч-
нению, как и в сталях с более низким содержанием Cr (см.
рис. 25.38). Выше 500 °С происходит быстрое снижение механиче-
ских свойств, особенно около 600 °С. Ударная вязкость значитель-
но понижается при 450−500 °С, т.е. примерно при той же темпера-
туре отпуска, при которой происходит «вторичное» упрочнение.
Возможно, это связано с дисперсионным упрочнением или отпуск-
ной хрупкостью.
В результате высокотемпературного отпуска (при 720−750 °С)
можно достаточно надежно стабилизировать структуру 13 %-х
хромистых сталей. Такая стабилизация обеспечивает неизменность
механических свойств в процессе последующей длительной работы
при температуре 450−500 °С (табл. 25.23). Температуре отпуска
700−725 °С соответствует наибольшая скорость распада аустенита
(см. рис. 25.58). При меньших температурах, вплоть до начала мар-
350
тенситного превращения М
н
аустенит этих сталей обнаруживает
высокую стабильность из-за сильного смещения С-образной диа-
граммы вправо и сниже-
ния температуры М
н
: в
температурном интерва-
ле 500 °С ÷ М
н
даже дли-
тельные выдержки (τ >
> 10
3
ч) не вызывают
распада. Это обстоятель-
ство способствует полу-
чению мартенситной
структуры в изделиях
при охлаждении на воз-
духе. При этом, как вид-
но из рис. 25.58, надо бы-
стро пройти критический
интервал температур
700−725 °С, так как при
этих температурах рас-
пад аустенита начинается
примерно через 1 мин и
полностью заканчивается
уже через 12 мин.
Таблица 25.23
Механические свойства стали 20X13 непосредственно после
высокотемпературного отпуска и дополнительного длительного
испытания при 450 °С (σ = 150−200 МПа, τ = 2100−2300 ч)
Условие
σ
в
, МПа σ
т
, МПа
δ, %
ψ
,%
а
к
, кДж/м
2
Высокотемпературный отпуск 720 520 21 65 1000
Длительное испытание после
отпуска
730
560
19
61
900
При отпуске закаленный мартенсит (М) распадается с выделе-
нием различных карбидов в зависимости от температуры отпуска:
в интервале 450−470 °С М →(Fe, Cr)
3
C + Ф,
в интервале 470−550 °С М → (Cr, Fe)
7
C
3
+ Ф,
при Т > 550 °С М → (Cr, Fe)
23
C
6
+ Ф,
Рис. 25.63. Влияние температуры отпуска на
механические свойства стали 12Х13МФ (ис-
ходное состояние − закалка с 1000 °С, масло)
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)