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
351
где Ф − хромистый α-твердый раствор. С образованием стабильно-
го карбида М
23
С
6
твердый раствор существенно обедняется хромом
и свойства стали ухудшаются.
Наилучшими характеристиками обладают безникелевые хроми-
стые стали, содержащие комплекс Мо + V + Nb + В, например,
14Х12В2МФ, 12Х12ВМБФР, 12Х13М2БФР и др. (интересно, что
все комплексно легированные хромистые стали содержат комплекс
Мо + V – см. табл. 25.18). Сочетание легирующих элементов обес-
печивает получение в стали после охлаждения мартенситно-
ферритной структуры, причем содержание свободного феррита в
зависимости от соотношения аустенитостабилизирующих (С, N, Ni
и др.) и ферритостабилизирующих (Cr, Mo, V, Mb, W и др.) эле-
ментов может колебаться от 15 до 40 %. В результате отпуска мар-
тенситная составляющая структуры распадается с выделением
упрочняющих фаз: М + Ф → С + Ф + упрочняющие фазы. При этом
мартенситная часть структуры превращается в сорбит (С).
Особенностью старения таких сталей является растянутость во
времени процесса распада твердого раствора, связанная с обяза-
тельной последовательностью выделения разных фаз. Так, на
начальных стадиях старения сначала из мартенсита выделяется
карбид М
23
С
6
. При длительном старении (например, при 680 °С в
течение 10
3
ч) имеет место коалесценция карбида М
23
С
6
и выделе-
ние карбида типа МС и фазы Лавеса. Такая последовательность
фазовых превращений позволяет удерживать прочность стали на
высоком уровне вначале за счет твердорастворного упрочнения и
карбидной фазы, а затем интерметаллидной.
Следует отметить, что в сталях, содержащих 12−13 % Cr, про-
блема регулирования состава твердого раствора и вторичных
упрочняющих фаз осложняется необходимостью избегать образо-
вания свободного феррита в связи с возможностью перехода стали
в полуферритный класс и соответственного ухудшения вязкости,
обрабатываемости и жаропрочности. Наличие в стали заметного
количества Мо, W, Nb и V усиливает ее склонность к образованию
свободного феррита и при неблагоприятном их сочетании вызыва-
ет необходимость дополнительного легирования элементами, пре-
пятствующими выделению феррита. В качестве элементов, расши-
ряющих область γ-фазы, используют главным образом Ni, легиро-
вание которым благоприятно влияет на жаропрочность стали.
352
Наиболее сильное влияние на жаропрочность в сталях с 12−13 % Cr
никель оказывает при содержании от 0,2 до 2 %. Выше 2% влияние
Ni мало заметно, поэтому все никельсодержащие хромистые стали
отечественного производства в зависимости от сочетания С, Мо, V,
Nb и В имеют 0,4−1,8 % Ni (см. табл. 25.18). Все никельсодержа-
щие хромистые стали содержат легирующий комплекс Мо + V или
Мо + V + Nb + B. Принципиально никельсодержащие стали по фа-
зовому составу не отличаются от таковых без Ni, однако из-за
большого вклада тонкой структуры в жаропрочность они относятся
к числу наиболее жаропрочных в серии хромистых сталей.
При содержании Cr более 13−15 % сталь приобретает феррит-
ную структуру и теряет способность термически обрабатываться.
Восстановление этой способности достигается путем введения в
сталь Ni в количестве 2−4 %, являющегося γ-стабилизатором (см.
табл. 25.18 − сталь 14X17Н2). Расширяя γ-область, Ni переводит
сталь с 16−18 % Cr в мартенситный класс с наличием превращения
α
γ, допускающего термическую обработку (рис. 25.64,а). Изме-
нение свойств закаленной стали после отпуска практически не от-
личается от изменения свойств 13 %-х хромистых сталей (напри-
мер, сталь 14X17Н2 − см. табл. 25.20).
Рис. 25.64. Политермические разрезы диаграмм состояний системы Fe−Cr−Ni
при 2 % (а), 6 % (б) и 12 % (в) никеля
Стали, содержащие 16−18 % Cr и 2 % Ni, обладая примерно те-
ми же механическими свойствами, что и 12 %-ные хромистые ста-
ли, имеют более высокую коррозионную стойкость вследствие вы-
353
сокой концентрации хрома. Структура и свойства этих сталей су-
щественно зависят от содержания С, Cr и Ni.
Стали IV группы с 14−16 % Cr и повышенным содержанием уг-
лерода (0,6−1,0 % С) также относятся к мартенситному классу (см.
табл. 25.15) и используются в том случае, когда требуется сочета-
ние высокой твердости и коррозионной стойкости, в частности, для
деталей арматуры, нержавеющих подшипников и т.п. Благодаря
большому количеству углерода стали этой группы имеют соответ-
ственно и значительное количество карбидной фазы. Для более
полного растворения карбидов температура закалки должна быть
1000−1050 °С. Отпуск этих сталей проводят при низкой температу-
ре 150−250 °С. Высокая твердость сталей (НВ ≈ 5000 МПа) сохра-
няется до температуры ~
500 °С, а затем резко снижается.
25.6.4. Двухфазные хромистые стали
Хромистые стали, приобретающие при нагреве только двухфаз-
ную структуру (см. рис. 25.19, область ПФ), которая при быстром
охлаждении (закалке) преобразуется в структуру, состоящую из
смеси мартенсита и феррита (иногда его называют δ-ферритом),
относятся к классу двухфазных сталей. Такая структура представ-
лена на рис. 25.35,в.
Изменения количества легирующих элементов, при которых
возникает двухфазная область (α + γ), происходят в узком интерва-
ле, поэтому четкую границу между составом сталей ферритно-
мартенситного и мартенситного классов установить достаточно
трудно (см. табл. 25.18). При наличии в системе углерода в количе-
стве 0,1−0,15 % пределы сосуществования области (α + γ) расши-
ряются (см. рис. 25.19). Если учесть, что легирование ферритообра-
зующими элементами (Mo, W, V, Nb) эквивалентно увеличению
содержания Cr [см. табл. 25.4 и уравнение (25.8)], то становится
очевидным, что сложнолегированные стали с 12 % Cr легко могут
переходить из мартенситного класса в мартенситно-ферритный.
Так, если в сталь 10Х12М (содержит около 0,6 % Мо), в структуре
которой практически отсутствует феррит (δ-феррит) в виде отдель-
ных зерен, ввести 1 % W и 0,3 % V, то количество феррита в струк-
туре возрастает примерно до 50 %, а после введения 0,3 % V и
354
0,75 % Nb − примерно до 70 %. Увеличение содержания углерода в
стали 10Х12М до 0,2 % (вместо 0,1 %) снижает количество фер-
ритной фазы до 50 % (сталь 20Х13М), а при содержании порядка
0,3 % С феррит в виде отдельных зерен почти полностью исчезает
(сталь 30Х12М).
Для сохранения высокой жаропрочности наличие значительного
количества выделений α-фазы (δ-феррита) в структуре сталей с
12−13 % Cr нежелательно, так как α-фаза способствует снижению
сопротивления ползучести, релаксации напряжений, уменьшает
предел длительной прочности, усиливает способность стали к
охрупчиванию при высокой температуре.
Упрочнение двухфазных сталей при легировании, так же как и
упрочнение мартенситных сталей, связано c увеличением концен-
трации легирующих элементов в ферритной фазе и увеличением
стабильности карбидных фаз.
В некоторых двухфазных сталях возможно упрочнение фер-
ритных зерен за счет выделения дисперсных частиц интерме-
таллидных фаз (фаз Лавеса). Например, ферритно-мартенситная
сталь 1Х12В4МФ, которая обладает высокими жаропрочными
свойствами, приближающимися к жаропрочным свойствам аус-
тенитной стали, после закалки от 1150 °С приобретает структуру,
состоящую из отдельных зерен мартенсита и феррита. Старение
при 600 °С в течение от 1,5 до 10 ч приводит к распаду зерен мар-
тенсита с образованием ферритно-карбидной смеси. Электронно-
микроскопические исследования методом «на просвет» и рентге-
новские исследования подтверждают наличие карбидов типа М
23
С
6
в структуре. В зернах феррита новая фаза не установлена. Только
после длительного старения (τ ≥ 500 ч) на рентгенограммах наряду
с линиями карбида М
23
С
6
появляются линии интерметаллида типа
А
2
В, идентифицированные как Fe
2
W. Аналогичная микроструктура
наблюдается и в ферритно-мартенситной стали 1Х13М2БФР после
длительного старения (эксплуатации) при 500 °С (рис. 25.65), где
вытянутые частицы представляют собой интерметаллидные выде-
ления фазы Fe
2
Mo.
Таким образом, упрочнение ферритно-мартенситных сталей
происходит во всем объеме: зерна мартенсита при старении обра-
зуют дисперсные ферритно-карбидные структуры, а в зернах фер-
рита, который в обычных двухфазных сталях остается неизменным,
355
выделяются чрезвычайно дисперсные частицы фаз Лавеса типа
А
2
В. Суммарный упрочняющий эффект приводит к существенному
увеличению жаропрочности двухфазных ферритно-мартенситных
сталей.
Рис. 25.65. Микроструктура стали 1Х13М2БФР после штатной обработки
(закалка от 1050 °С + отпуск 720 °С, 1 ч; фольга) (а) и последующего старения
при 550 °С в течение 10
4
ч (экстракционная реплика) (б)
Однако, несмотря на это, по жаропрочности хромистые стали
уступают сталям аустенитного класса. В связи с этим в последнее
время все большее внимание привлекают к себе дисперсно-
упрочняемые мартенситные и ферритно-мартенситные стали: зару-
бежные ODS (oxide dispersion strengthened) и отечественные ДУО
(дисперсно-упрочненные оксидами) стали как перспективные ма-
териалы для оболочек твэлов реакторов на быстрых нейтронах и
356
возможного использования их для первой стенки термоядерных
реакторов.
Из приведенных в табл. 25.24 составов ODS сталей видно, что
основу разрабатываемых материалов составляет матрица, содер-
жащая 9, 12−13 или около 20 % Cr. Обращает на себя внимание то,
что стали на основе Х12 и Х20 имеют пониженное содержание уг-
лерода по сравнению со сталями на основе Х9, а доля упрочняю-
щей дисперсной фазы Y
2
O
3
во всех сталях в среднем колеблется от
0,2 до 0,4 %.
Таблица 25.24
Химический состав дисперсно-упрочняемых жаропрочных
хромистых сталей
Осно-
ва
стали
Содержание основных легирующих элементов
и упрочняющей фазы, %
C Cr W Ti Y
2
O
3
Другие Страна
9Cr-
ODS
0,13−0,14 8,5−9,1 1,91−1,97 0,18−0,29 0,34−0,44 (0,27−
0,23)Y
Япония
0,08−0,12 8,5−9,5 1,8−2,2 ≤ 0,1 0,20−0,27
ЕС*
0,14 9,0 1,92 0,2 0,36 0,28Y ЕС
12Cr-
ODS
0,02−0,06 11,72−12,8 1,92−2,75 0,3−0,74 0,24−0,46
Япония
0,01−0,02 13,9−14,2
−
1,0−1,07 0,22−0,27
0,3Мо Япония
0,02−0,04 11,97−13,64 1,65−2,02 0,28−0,30 0,24−0,38 (0,19−
0,30)Y
Япония
0,02
13−14
3,0
0,4−1,0 0,25−3,0
США
0,02 13,1
−
2,2 0,38 1,4Мо Россия
0,011 13,5
−
1,3 0,39 0,6Мо;
0,17Al
Россия
0,007 13,4 2,1 1,1 0,39 0,2Мо Россия
20Cr-
ODS
0,05−0,10 16,0−22,1 0,29−1,83 0,27−0,28 0,36−0,37 (0,28−
0,29)Y
Япония
0,10 19,02 1,85 0,28 0,37 0,29Y;
1,75Si
Япония
0,02 20
−
0,5
−
5,5Al США
* Евросоюз.
357
Содержание дисперсных частиц в отечественных ДУО сталях
приведено в табл. 25.25, а типичная микроструктура таких сталей −
на рис. 25.66.
Таблица 25.25
Ферритно-мартенситные ДУО стали, полученные
во ВНИИНМ им. А.А. Бочвара
Матричная сталь
Содержание
Y
2
О
3
, %
Содержание
Тi, %
Время механического
легирования, ч
ЭП-450 (1Х13М2БФР) 0,5
−
48
ЭП-450 (1Х13М2БФР) 0,25 0,4 30
ЭП-450 (1Х13М2БФР) 0,25 0,4 48
ЭК-181 (16Х12В2ФТаР) 1 1 30
Рис. 25.66. Нанооксиды в ДУО стали ЭП450
В табл. 25.26 приведены механические свойства хромистой ста-
ли Eurofer-97 (см. табл. 25.19) и стали на ее же основе с добавлени-
ем дисперсных частиц. Видно, что при одинаковом химическом
составе матричной основы кратковременные прочностные свойства
дисперсно-упрочненной стали существенно превышают прочность
стали без дисперсного упрочнения не уступая ей по пластичности.
358
Таблица 25.26
Пределы прочности σ
в
, текучести σ
0,2
, равномерное δ
р
и полное δ
5
удлинения
стали Eurofer-97 с 0,3 % Y
2
O
3
и без добавки дисперсных частиц
Т, °С
Eurofer-97-ODS Eurofer-97
σ
в
,
МПа
σ
0,2
,
МПа
δ
р
, %
δ
5
, %
σ
в
,
МПа
σ
0,2
,
МПа
δ
р
, %
δ
5
, %
20 915 698 9,7 14,8 655 565 4,8 14,8
150
− − − −
600 532 3,4 15
200 832 643 13,5 17,2
− − − −
250
− − − −
564 485 3,1 12,7
300 821 671 12,8 13,9
− − − −
350
− − − −
528 480 2,2 11,1
400 800 600 10,6 14,5
− − − −
450
− − − −
490 440 2,2 11,2
500 694 516 4,9 10,5 440 400 2 23
600 415 326 4 10,7 320 300 1,5 33
700 272 210 5,1 9,3
− − − −
Таблица 25.27
Результаты испытаний на термическую ползучесть плоских образцов
из сталей ЭП450 и ЭП450-ДУО при температурах 650 и 700 °С
Материал Температура
испытания, °С
Напряжение,
МПа
Скорость пол-
зучести, %/ч
Время до раз-
рушения, ч
ЭП-450 650 140
1,18 ⋅ 10
−2
392
ЭП-450-ДУО 650 140
2,38 ⋅ 10
−4
> 1300
ЭП-450 700 120 9,1 2,3
ЭП-450-ДУО 700 120
1,82 ⋅ 10
−3
187
Из результатов испытаний на термическую ползучесть сталей
ЭП-450 и ЭП-450-ДУО при температурах 650 и 700 °С (табл. 25.27)
и кривых термической ползучести (рис. 25.67) этих сталей видно,
что ДУО сталь по характеристике жаропрочности значительно пре-
восходит матричную сталь того же химического состава.
359
Рис. 25.67. Кривые термической ползучести сталей ЭП450 (1) и ЭП450-ДУО (2)
при 650 °С и σ = 140 МПа (В.С. Агеев и др.)
25.6.5. Ферритные хромистые стали
Коррозионно-стойкие высокохромистые стали ферритного клас-
са (15−30 % Cr) с низким содержанием углерода характеризуются
отсутствием фазового превращения α
γ при нагреве (см.
рис. 25.55), поэтому при закалке эти стали не упрочняются. Кроме
того, их механические свойства могут существенно снижаться в
результате роста зерна, развития тепловой хрупкости, образования
σ-фазы. Основное преимущество высокохромистых сталей − зна-
чительное сопротивление окислению при высокой температуре, а
также высокая коррозионная стойкость в различных агрессивных
средах и в атмосфере. Благодаря высокому электросопротивлению
многие высокохромистые стали могут применяться в качестве эле-
ментов электросопротивления.
При увеличении содержания углерода, расширяющего область
γ-фазы, стали могут претерпевать частичное превращение α γ,
однако механические свойства после термической обработки, как
правило, изменяются мало.
Механические свойства и области применения некоторых фер-
ритных сталей, перспективных для использования и в реакторо-
строении, представлены в табл. 25.28.
360
Таблица 25.28
Механические свойства и некоторые области применения хромистых коррозионно-стойких сталей ферритного класса
Марка
стали
Термическая
Обработка
Т
исп
, °С σ
в
, МПа σ
0,2
, МПа δ, % ψ,%
а
к
,
кДж/м
2
Применение
08X13
Закалка (1000−
1200° С), вода +
+ отпуск (680−
700 °С), 12 ч,
воздух
20
300
600
470
390
170
280
240
150
25
22
34
73
73
87
2400
3400
2500
В энергетическом машиностроении:
детали котлов, горелок, экраны и т.д. для
работы при Т ≤ 800 °С
12X17
Отжиг (740−
780 °С), воздух
20
300
600
900
1100
400−520
450
200
20
10
250−360
26
150
−
−
18−30
25
60
58
72
50–74
−
−
98
97
−
−
−
1700
1000
Теплообменники, чехлы термопар, экраны,
поддоны и т.д. для длительной работы при
Т ≤ 850 °С. Рекомендуется как заменитель
стали 12Х18Н9
08Х17Т Нормализация
(850 °С), воздух
20 510 340 36 78
−
То же
15Х18СЮ
Отжиг (800−
850 °С), воздух
или вода
20 500 300 20 50
−
То же
15Х25Т
Отжиг (730−
780 °С), воздух
или вода
20
430−450
300
12−20
45
≥ 200
Чехлы термопар, трубы пиролизных уста-
новок, теплообменники и т.д., работающие
до Т ≤ 1000 °С. Рекомендуется как замени-
тель стали 12X18Н10Т
15X28
Отжиг (740−
780 °С), воздух
или вода
20
700
1100
450−540
77
8
300−350
−
−
17−20
48
138
45
92
99
−
1800
1300
Детали печей, поддоны, опоры подовых
труб, подовые брусья и т.д., работающие
длительное время до Т ≤ 1100 °С. Рекомен-
дуется как заменитель стали 20Х23Н18
360
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)