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
361
Стали, содержащие 17 % Cr, обладают низкой жаропрочностью
и поэтому применяются только при небольших механических
нагрузках в качестве жаростойких материалов для работы при тем-
пературе до 900 °С или в качестве коррозионно-стойких для рабо-
ты в различных химических средах.
Стали с 25−30 % Cr являются полностью ферритными. Типич-
ной сталью этого класса является сталь марки Х27, применяемая в
качестве материала с высоким сопротивлением окислению. В
структуре этих сталей, кроме феррита, могут присутствовать при
наличии углерода карбиды хрома. Сталям с 27 % Cr присущи те же
недостатки, что и сталям с 17 % Cr: большая склонность к росту
зерна; появление хрупкости при нагреве выше 800−850 °С; образо-
вание при сварке грубозернистой структуры, не устраняемой тер-
мической обработкой; переход в хрупкое состояние после отпуска
при 475 °С или замедленного охлаждения; низкие жаропрочные
свойства.
В стали с 25−30 % Cr часто вводят Ti, Nb, Та и N с целью
уменьшения их склонности к росту зерна при нагреве. Из этих эле-
ментов наиболее эффективное влияние оказывают Nb и Та. Меха-
нические свойства сталей с ниобием и танталом при высокой тем-
пературе выше, чем у стали Х27 без дополнительного легирования.
Для дальнейшего повышения жаростойкости при высокой тем-
пературе стали с 25−30 % Cr часто легируют Si и Аl в количестве
от 1 до 5 %. Хромистые стали с Si могут применяться для изготов-
ления литых изделий, так как Si улучшает жидкотекучесть стали.
Стали с высоким содержанием Аl, например Х27Ю5, применя-
ют в качестве нагревательных элементов при высокой температуре
(до 1200−1300 °С), причем особенно эффективно эти стали рабо-
тают в средах, содержащих большое количество серы, в которых
нихром совершенно неприменим.
25.6.6. Мартенситно-стареющие стали
В настоящее время для внутриреакторного оборудования разра-
ботан широкий ряд сталей переходного класса − стали с обратным
регулируемым (α → γ)-превращением при отпуске (старении), на
основе систем Fe−Ni−Cr, Fe−Ni и т.д., дополнительно легирован-
ные Mo, Co, Ti, A1 и др. Общей особенностью сталей и сплавов
362
этого класса является пониженное содержание в них углерода (не
более 0,03 %). Их матрица после закалки представляет собой
α′-твердый раствор, пересыщенный элементами замещения. При
распаде α′-твердого раствора при старении сплавов происходит
выделение упрочняющих интерметаллидных фаз. Принцип созда-
ния высокопрочного состояния этих сталей − превращения аусте-
нита в мартенсит при закалке и последующее старение мартенсит-
ной основы. Основой безуглеродистых мартенситно-стареющих
сталей, перспективных для использования в ядерных реакторах,
является железо, легированное никелем (5−20 %).
Сплавы системы Fe−Ni. Решетка Ni (ГЦК) изоморфна решетке
γ-Fe, атомы Ni и Fe имеют близкие размеры (r
Fe
≈ 0,126 нм,
r
Ni
≈ 0,124 нм). Никель стабилизирует γ-фазу железа и образует с
ним непрерывный ряд γ-твердых растворов (рис. 25.68).
Никель повышает точку (γ → δ)-превращения
4
c
A
и резко пони-
жает точку (α
γ)-превращения A
c
3
, причем температура превра-
щения A
c
3
настолько сильно отличается при охлаждении и при
нагреве, что для практического использования диаграммы целесо-
образно указывать отдельно температурный интервал при охла-
ждении (γ → α) и нагреве (α → γ). Например, если взять сплав
Fe−20 % Ni при 200−500 °С, то при охлаждении он будет иметь
практически стабильную γ-фазу, а при нагреве при тех же темпера-
турах − практически стабильную α-фазу (рис. 25.69), т.е. фазовые
превращения в системе Fe−Ni совершаются со значительным ги-
стерезисом.
Превращение α
γ сохраняется только в сплавах, содержащих
примерно до 20−25 % Ni. Из-за сильного снижения точки A
c
3
нике-
лем (например, уже при 10 % Ni температура превращения снижа-
ется до 500 °С и ниже), (α
γ)-превращение протекает при пони-
женной температуре, когда диффузионные процессы заторможены.
Поэтому даже при замедленном охлаждении превращение γ → α
опускается до сравнительно низких температур, вследствие чего
сплавы в интервале концентраций 5−20 % Ni приобретают мартен-
ситную или мартенситоподобную структуру (пересыщенный твер-
дый раствор Ni в α-Fe) с повышенной твердостью. Из-за замедле-
ния диффузии никеля при температурах ниже 500 °С и обратное
363
(α → γ)-превращение при нагреве также происходит по мартенсит-
ному (бездиффузионному) механизму. Сплавы, содержащие более
35−40 % Ni, имеют чисто γ-структуру, наблюдается только магнит-
ное превращение.
Рис. 25.68. Диаграмма состояния системы Fe−Ni
364
В сплавах, богатых никелем,
при 516 °С (503 °С − по другим
источникам) может образовать-
ся интерметаллидное соедине-
ние Ni
3
Fe с упорядоченной
структурой (γ'-фаза), которое
при 345 °С участвует в эвтек-
тоидной реакции (γ
α) +
+ (Ni
3
Fe). Соединение Ni
3
Fe
имеет кубическую решетку ти-
па Cu
3
Au (a = 0,35522 нм).
Сплавы, находящиеся в области
образования интерметаллидной
фазы, приобретают небольшую
склонность к дисперсионному
твердению после закалки из
области γ-твердого раствора
(800 °С).
Попытки создать на основе
системы Fe−Ni (без Cr) жаро-
прочные сплавы не увенчались успехом. Это, по-видимому, связа-
но с тем, что при введении Ni в Fe прочность межатомных связей
практически не изменяется. Последнее подтверждается слабым
влиянием Ni на диффузионные константы (энергия активации γ-Fe
составляет 285 кДж/г-атом, а сплава с 16 % Ni − 282 кДж/г-атом).
Железоникелевые сплавы, однако, нашли широкое применение
в качестве специальных сплавов: пермаллой обладает особыми
магнитными свойствами; инвар, элинвар, платинит − особенностя-
ми коэффициента линейного расширения; есть сплавы с неизмен-
ным в определенном температурном интервале модулем упругости
и др.
1
Старение мартенсита происходит в диапазоне 350−650 °С при
дополнительном легировании Ti, Be, Al, Mn, Mo, W, V, Si, Cu или
Nb. При одинаковом атомном содержании элементов наибольшее
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 5. П. 22.7.1.
Рис. 25.69. Превращение α γ
в системе сплавов Fe−Ni
при охлаждении (A
о
с
3
)
и нагреве (A
н
с
3
)
365
упрочнение в процессе старения вызывает легирование Ti, Be, Al и
наименьшее − Mo, Nb и Si. Наличие Ni позволяет реализовать мар-
тенситный (сдвиговый) механизм (γ → α')-превращения в безугле-
родистом Fe при небольших скоростях охлаждения (на воздухе),
повышает сопротивление хрупкому разрушению основы.
Обобщенная классификация мартенситно-стареющих сталей по
назначению с указанием систем легирования представлена на
рис. 25.70, а химический состав и механические свойства некото-
рых сталей приведены соответственно в табл. 25.29 и 25.30. Из
рис. 25.70 видно, что Со является важнейшей легирующей добав-
кой высокопрочных мартенситно-стареющих сталей. Однако леги-
рование им сталей, применяемых в ядерных реакторах, недопусти-
мо в связи с высокой активируемостью кобальта при нейтронном
облучении.
При легировании Fe−Ni мартенсита существенно изменяются
температуры прямого (γ → α) и обратного (α → γ) мартенситных
превращений (табл. 25.31). В коррозионно-стойких мартенситно-
стареющих сталях, перспективных для реакторостроения, со-
держание Ni составляет не более 4−10 % (см. рис. 25.70 и
табл. 25.28). При добавлении к Fe такого количества Ni происходит
снижение М
н
(см. рис. 25.69) и после закалки образуется мартенсит
замещения.
Дополнительно легирование Ti, Al, Mo и другими элементами
приводит к развитию старения из-за уменьшения растворимости
легирующих элементов в матрице, что сильно повышает характе-
ристики сталей. Заметного увеличения сопротивления хрупкому
разрушению можно достичь повышением содержания Ni до
12−20 % благодаря высокой подвижности и облегченному сколь-
жению дислокаций в матрице.
В отличие от среднелегированных углеродистых сталей, упроч-
няемых углеродом, который находится в твердом растворе и в со-
ставе второй карбидной фазы, мартенситно-стареющие стали
упрочняются, как правило, в результате образования сегрегации и
дисперсных частиц интерметаллидных фаз (типа Ni
3
Al, NiAl,
Ni
2
Mo, NiBe и др.).
366
Рис. 25.70. Схема классификации мартенситно-стареющих сталей
(обобщение литературных данных М.И. Гольдштейна)
366
367
Таблица 25.29
Химический состав некоторых мартенситно-стареющих сталей
Марка
стали
Содержание основных элементов, %
С Сr Ni Mo Ti Al Другие
04Х11Н9М2Д2ТЮ
≤ 0,04 10,5−12,9 8,5−9,5 1,5−2,2 0,8−1,2 0,8−1,2 l,7−2,2 Cu
03Х11Н10М2Т
≤ 0,03 9,5−10,7 7,2−11,5 2,0−3,0
0,8–1,5
0,15−0,35
−
05X1ЗН4М
∼ 0,05 ∼13 ∼4 ∼1
− − −
08Х15Н5Д2Т
≤ 0,08 14,0−15,0 4,5−5,5
–
0,1−0,2
−
1,5−2,5 Cu
Бофорс 2RMo*
(10Х13Н6М2)
≤ 0,10 11,5−13,5 5,0−6,5 1,2−2,0
− −
0,2−0,8 Si
0,4−0,9 Mn
Авеста 248 SV*
(03Х16Н5М)
0,03−0,035 ∼16,0 5,0−5,5 ∼1,0
− −
≤ 0,5 Si;
≤ 0,8 Mn
Х16Н4Б < 0,1
∼16 ∼4
− − −
∼1 Nb
02Н12Х5М
≤ 0,02
4,8–5,2
11,8−12,3 2,8−3,3
< 0,20 < 0,25
−
Н12Х5МЗ < 0,1
∼5 ∼12 ∼3
− − −
________
* Шведские стали.
367
368
Таблица 25.30
Механические свойства мартенситно-стареющих сталей
Марка стали
Режим
термообработки
1
Т
исп
,
°С
σ
в
,
МПа
σ
0,2
,
МПа
δ,
%
ψ
,%
а
к
,
кДж/м
2
04Х11Н9М2Д2
ТЮ
З (900−950 °С), 1 ч,
воздух + С (500−
550 °С), 3 ч, воздух
20
≥ 1550 ≥ 1550 ≥ 6 ≥ 30
−
03Х11Н10М2Т З (860 °С) +
+ С (400 °С), 1000 ч
20 1530 1510 11 56 260
З (860 °С) +
+ С (500 °С), 2 ч
20 1560
− − −
430
З (860 °С) +
+ С (530 °С), 2 ч
20 1475 1430 12 57 450
З (880−1000 °С) +
+ С (500 °С)
20 1550 1480 8 50 500
05Х13Н4М З (1000 °С), 2 ч,
воздух + О (630 ±
± 10 °С), 100 ч
20 900 610 17
−
1200
08Х15Н5Д2Т З (1000 °С), 2 ч,
воздух + С (450 °С)
20 1450 1350 11 500 800
Бофорс 2RMo
2
З (980−1050 °С) +
+ С (580−590 °С)
20
300
835
685
617
588
15
−
60
−
1080
−
Авеста 48 SV
2
То же 20
300
835
685
617
588
15
−
50
−
1270
−
Х16Н4Б
3
З (1050 °С) +
+ О (650 °С)
20
350
≥ 900
−
≥ 750
≥ 650
13
−
50
−
≥ 900
−
02Н12Х5М З (950 °С), масло +
+ С (550 °С), воздух
20
350
1050
−
950
750
14
−
55
−
800
−
Н12Х5М3 Стандартная: З+О 20
−
1250 15
−
500−1100
____________
1
З − закалка; С − старение; О − отпуск.
2
Температура хрупко-вязкого перехода Т
хр
< −170 °С.
3
Температура хрупко-вязкого перехода Т
хр
< −60 °С.
Как было указано выше, Ti и А1 относятся к наиболее эффек-
тивным упрочнителям мартенситно-стареющих сталей в связи с
тем, что растворимость их в α-фазе мала и в присутствии Ni при
нагреве происходит выделение дисперсных фаз Ni
3
Ti, NiAl и др.
369
Однако весьма неприятным эффектом Ti и А1 является то, что они
резко понижают пластичность и вязкость разрушения, поэтому
суммарное количество их обычно не превышает 1 %. Понижение
пластичности мартенситно-стареющих сталей с увеличением со-
держания Ti связано с образованием при охлаждении в интервале
1000−800 °С первичного карбонитрида Ti(С, N) по границам аусте-
нитных зерен.
Таблица 25.31
Влияние легирующих элементов на температуру (М
н
)
начала прямого (γ → α) и обратного (α→γ)
мартенситного превращений в сплаве Fe−22 % Ni
Легирующий
элемент
(1%)
Изменение температуры
начала превращения
М
н
, °С
Легирующий
элемент
(1%)
Изменение температуры
начала превращения
М
н
, °С
при
охлаждении
при
нагреве
при
охлаждении
при
нагреве
Со +17 +18 Si
−30
+14
Al 0 +55 V
−33
+28
Сu
−14
−
Ti
−39
+61
Мо
−22
+25 Nb
−55
+165
Ni
−22 −22
Cr
−55 −17
В отличие от Ti и Аl молибден не оказывает столь сильного
охрупчивающего влияния, поэтому его содержание в мартенситно-
стареющих сталях может быть значительным (см. рис. 25.70 и
табл. 25.29). При концентрации Мо свыше 3 % старение приводит к
образованию частиц фаз Ni
3
Mo (имеет ромбическую кристалли-
ческую решетку с а = 0,5064 нм, b = 0,4223 нм, с = 0,4449 нм),
(Fe, Ni)
2
Mo и т.д., которые весьма благоприятны для обеспечения
комплекса механических свойств.
Высокая стоимость мартенситно-стареющих сталей привела к
созданию ряда экономнолегированных сталей главным образом за
счет повышения содержания углерода и понижения содержания
легирующих элементов, в первую очередь Ni (см. табл. 25.29). В
таких сталях с повышенным содержанием углерода (до 0,1 %) в
качестве упрочняющей фазы могут присутствовать и карбиды. Для
примера рассмотрим сталь 05Х13Н4М, диаграмма структурных
370
превращений которой приведена на рис. 25.71. На рис. 25.72 пред-
ставлены изменения основных механических характеристик, коли-
чества фазового остатка, количества остаточного аустенита и
удельного электросопротивления этой стали в зависимости от ре-
жимов старения.
При температуре 890 °С (точка А на рис. 25.71) происходит пол-
ное обратное (α' → γ)-превращение, однако эта температура не яв-
ляется постоянной для мартенситно-стареющих сталей рассматри-
ваемого типа – с увеличением длительности старения она понижа-
ется, и ход ее определяется линией АЕ. Выше АЕ сталь имеет
устойчивую 100 %-ную аустенитную матрицу.
Температура начала появления аустенита из мартенсита также
непостоянна – при нагреве она характеризуется кривой АС, лежа-
щей выше кривой АВ, определяющей начало появления хромистых
карбидов типа М
23
С
6
. На основании этих данных делается вывод о
том, что в мартенситно-стареющих сталях с повышенным содер-
жанием углерода (α' → γ)-превращение возможно только после
предварительного выпадения карбидов М
23
С
6
.
Рис. 25.71. Диаграмма структурных превращений в мартенситно-стареющей
стали 05Х13Н4М (А.М. Паршин)
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)