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
401
25.7. Жаропрочные коррозионно-стойкие стали
аустенитного класса
Введение в сталь достаточного количества элементов, расширя-
ющих γ-область, переводит ее в класс аустенитных (см. п. 25.4). В
зависимости от состава основы аустенитные коррозионно-стойкие
стали бывают хромоникелевые, хромомарганцевые и хромомар-
ганцевоникелевые.
25.7.1. Сплавы систем Fe–Cr–Ni и Fe–Cr–Мn
Система Fe–Cr–Ni была предметом многих исследований. В
сплавах этой системы существуют обширные области γ-фазы,
устойчивой в широком интервале температуры от отрицательной
до температуры плавления.
Сплавы со структурой γ-фазы обладают ценными физико-
химическими и механическими свойствами: высоким сопротивле-
нием электрохимической и химической коррозии, комплексом ме-
ханических свойств при повышенной температуре (жаропрочно-
стью), хорошими технологическими свойствами (деформируемо-
стью, свариваемостью) и др.
Особенности влияния Cr и Ni (или Мn) на структуру и превра-
щения в Fe позволяют создавать стали и сплавы различного класса.
Стали, содержащие более 12–13 % Cr, становятся коррозионно-
стойкими, а введение достаточного количества Ni (или Мn) делает
их аустенитными.
Представления об условиях образования фаз и взаимном влия-
нии Cr и Ni на структуру стали дает тройная диаграмма состояния
системы Fe–Cr–Ni. На рис. 25.74 приведен изотермический ее раз-
рез при 650 °С (сплошные линии). Однофазные области и α-, и
γ-фаз разделены двухфазными (α + γ; α + σ; γ + σ) и трехфазными
(α + γ + σ) областями. При низком содержании Ni (< 8÷9 %) в
структуре сплава, кроме γ-фазы, появляется α-фаза; увеличение
концентрации Cr более 20 % может вызвать появление твердой и
хрупкой σ-фазы (НV = 5500÷7500 МПа). И в том, и в другом случае
снижаются жаропрочные характеристики – длительная прочность,
предел ползучести, релаксационная стойкость. Одновременно в той
402
или иной степени ухудшаются пластические свойства и ударная
вязкость, происходит охрупчивание, возрастает анизотропия
свойств в прокатанном состоянии. Присутствие α-фазы (а также
σ-фазы) понижает стойкость аустенитных сталей при электрохи-
мической коррозии и окислении.
Рис. 25.74. Изотермический разрез при 650 °С (сплошные линии) диаграммы
состояния системы Fe−Сr−Ni (железный угол)
Положение двухфазной (α + γ)-области (и других фазовых обла-
стей) зависит от температуры. При температурах ниже 650 °С об-
ласть (α + γ) уходит вправо и при 20 °С соответствует области,
ограниченной пунктирными линиями е–с и f–g, а в области темпе-
ратур выше 650 °С она смещается влево, и ее крайнее положение
при 1100 °С ограничено пунктирными линиями е–d и f–а. Соответ-
ствующие изменения происходят и с другими областями.
403
Высокотемпературный разрез системы Fe–Cr–Ni показан на
рис. 25.75. При понижении температуры сужается γ-область и рас-
ширяется α-область, а с
повышением темпера-
туры – наоборот. От-
сюда следует вывод о
том, что сплавы, лежа-
щие ниже линии аbс,
имеют полную (γ
α)-
перекристаллизацию со
структурой феррита
при 20 °С; между лини-
ями аbс и dеfg заклю-
чены полуферритные
(или полуаустенитные)
сплавы с частичным
(γ
α)-превращением;
правее линии fg распо-
ложена область аусте-
нитных сплавов.
Таким образом, для
обеспечения однофазной аустенитной структуры в широком интер-
вале температуры (до комнатной и ниже) необходим определенный
состав тройного сплава. Никель и хром существенно понижают
температуры мартенситного превращения (см. рис. 25.5,б). Прак-
тически однофазная γ-область фиксируется при содержании не ме-
нее 8–9 % Ni для содержания от 16 до 22 % Cr (наиболее широко
известна аустенитная сталь 1Х18Н9Т, содержащая около 18 % Cr и
9 % Ni – белый кружок на рис. 25.74). Это подтверждается поли-
термическими разрезами, представленными на рис. 25.64. Как вид-
но, в хромоникелевых сталях с низким содержанием Ni (< 6 %) в
широком интервале концентраций Cr (примерно 30 %) структура
может быть только двухфазной (α + γ) (см. рис. 25.64,а,б).При бо-
лее высоких концентрациях Ni (12 %) однофазная γ-структура со-
храняется при температурах от комнатной вплоть до температуры
плавления в значительном интервале концентраций Cr (10–24 %)
(см. рис. 25.64,в).
Рис. 25.75. Изотермический разрез системы
Fe−Cr−Ni при 1300 °С
404
Для стабилизации аустенитной структуры и снижения возмож-
ности образования α-фазы в настоящее время содержание Ni в чи-
сто хромоникелевых сталях повышено в среднем с 8 до 9–
10 % (стали типа Х18Н9, 0Х18Н10), а в современных реакторных
сталях – до 16 % [07Х16Н15М3БР (ЭП-172), 06Х16Н15М2Г2ТФР
(ЧС-68)]. Никель, а также азот и марганец, будучи аустенитостаби-
лизирующими элементами (см. п. 25.3), способствуют расширению
однофазной аустенитной области и снижают склонность стали к
выделению α-фазы (см. рис. 25.64).
В системе Fe–Cr–Mn аустенитную структуру можно получить
лишь при содержании более 15 % Mn и менее 15 % Cr (рис. 25.76).
При других соотношениях Mn и Cr структура стали получается
двухфазной (А + Ф, А + М, А + Ф + σ), поэтому при замене Ni мар-
ганцем приходится или понижать содержание Cr, или заменять Ni
частично, или проводить дополнительное легирование сильным
аустенитостабилизирующим элементом (например, азотом). Кроме
того, более низкая эффективность Mn как стабилизатора аустенита
по сравнению с Ni и его высокий коэффициент диффузии пред-
определяют повышенную тенденцию к нестабильности аустенита
сталей системы Fe–Cr–Mn за счет превращений с образованием
ферритных и мар-
тенситных фаз при
термических отжи-
гах и старении.
Помимо указан-
ных факторов си-
стема Fe–Cr–Mn по
сравнению с Fe–Cr–
Ni имеет более низ-
кую энергию дефек-
тов упаковки и по-
вышенную склон-
ность к механиче-
скому двойникова-
нию, что увеличива-
ет в этих материалах тенденцию к вводимым при деформациях
γ → α и γ → ε мартенситным превращениям.
Рис. 25.76. Структурная диаграмма системы
Fe−Cr−Mn после закалки от 1100 °С
(Ф.Ф. Химушин)
405
25.7.2. Влияние легирования на структуру
и свойства аустенитных сталей
В настоящее время разработано большое количество различных
марок сталей, многие из которых содержат, кроме Cr и Ni, до трех
и более легирующих элементов (табл. 25.36).
Молибден и вольфрам являются основными легирующими эле-
ментами, вводимыми в аустенитную сталь для повышения жаро-
прочности путем легирования твердого раствора (табл. 25.37). Эф-
фективность влияния их обусловлена главным образом увеличени-
ем прочности межатомных связей в решетке γ-твердого раствора.
Молибден повышает устойчивость против коррозии в морской во-
де и кислотах.
Ниобий, титан и ванадий также вводят для увеличения жаро-
прочности сталей (см. табл. 25.36), однако действие их основано не
только в упрочнении твердого раствора, но и создании ими высо-
кодисперсных упрочняющих фаз разного типа (карбиды, карбонит-
риды, интерметаллиды и др.). Кроме того, легирование этими эле-
ментами широко используют для снижения склонности аустенит-
ных сталей к межкристаллитной коррозии путем связывания угле-
рода в специальные (безхромистые) карбиды.
Бор и иттрий вводят в жаропрочные стали в малых количествах
для изменения состояния границ зерен. Являясь поверхностно-
активными элементами, В и Y (и их соединения с другими элемен-
тами) сильно замедляют диффузию на границах зерен, увеличива-
ют жаропрочность.
Редкоземельные элементы (РЗМ) значительно улучшают де-
формируемость аустенитных сталей при высокой температуре, по-
вышают жаропрочность. Чаще всего в качестве присадок РЗМ
применяют комплексный концентрат под названием мишметалл,
основной составляющей которого является церий. Кроме Се,
мишметалл содержит La, Nd, Sm, Pr, Pm. Благодаря высокой хими-
ческой активности эти элементы нейтрализуют действие вредных
примесей: О, Н, S и др. Считается, что оптимальное количество
РЗМ составляет от 0,9 до 2,5 кг/т выплавляемой стали.
406
Таблица 25.36
Химический состав некоторых отечественных и зарубежных коррозионно-стойких жаропрочных сталей
аустенитного класса, %
Марка стали
Стра-
на
С Сr Ni Мn Мо Nb Ti Другие
Некоторые зарубежные
аналоги
США
Гер-
мания
Велико-
британия
Гомогенные стали
04Х18Н10
(ЭИ-842)
СССР
≤0,04 17−19 9−11 1−2
− − −
≤0,8Si
304L 4306 1501-801С
06Х18Н11
(ЭИ-684)
СССР
≤0,06 17−19 10−12 1−2
− − −
≤0,8Si
304 4301 Еп-58Е
08Х18Н10
(ЭИ-914)
СССР
≤0,08 17−19 9−11 1−2
− −
≥
5 ⋅ С*÷0,6 ≤0,8Si
321 4541 Еп-58С
12Х18Н10Т
(ЭЯ-1Т)
СССР
≤0,12 17−19 9−11 1−2
− −
≥5 ⋅ (С−
−0,02)÷0,7
≤0,8Si
− − −
08Х18Н12Б
(ЭИ-402)
СССР
≤0,08 17−19 11−13 1−2
−
≥
8⋅С*÷1,2
−
≤0,8Si
347 4550 Еп-58G
12Х18Н12Т СССР
≤0,12 17−19 11−13 1−2
− −
≥
5 ⋅ (С−
−0,02)÷0,7
≤0,8Si
347 4550 Еп-58G
10Х17Н13М2Т
(ЭИ-448)
СССР
≤0,10 16−19 12−14 1−2 1,8−2,5
−
0,3−0,6 ≤0,8Si
316 4401 845В
10Х17Н13МЗТ
(ЭИ-432)
СССР
≤0,10 16−18 12−14 1−2 3,0−4,0
−
0,3−0,6 ≤0,8Si
317 4438 846
08Х17Н16МЗТ
(ЭИ-580)
СССР
≤0,08 16−18 15−17 1−2 3,0−3,5
−
0,3−0,6 ≤0,8Si
−
4401 845В
09Х16Н15МЗБ
(ЭИ-847)
СССР
≤0,09 15−17 14−16
0,8 2,5-3,0
0,6−0,9
−
0,2Si
−
4401 845В
406
407
Продолжение табл. 25.36
Марка стали
Стра-
на
С Сr Ni Мn Мо Nb Ti Другие
Некоторые зарубежные
аналоги
США
Гер-
мания
Велико-
британия
07Х16Н15МЗБР
(ЭП-172)
СССР
0,05−
0,09
15−17 14−16
0,8
2,5−3,0 0,6−0,9
−
≤
0,6Si;
0,005−
−0,01B
− − −
06Х16Н15М2Г2
ТФР(ЧС-68)
Рос-
сия
0,06 16 15 1,8 2,2
−
0,4 0,4Si;
0,14V;
0,003B
− − −
09Х14Н16Б
(ЭИ-694)
СССР
0,07−
0,12
13−15 14−17
0,8
−
0,9−1,3
−
≤
0,6Si
− − −
09Х14Н19В2БР СССР
0,07−
0,12
13−15 18−20
0,8
−
0,9−1,3
−
2,0−2,8W;
≤
0,008В
− − −
07Х16Н19М2Г2
БТФПР
(ЭК-164)
Рос-
сия
0,07 16 19 1,8 2,0 0,25 0,35 0,4Si;
≤
0,15V;
0,003B;
0,022P
− − −
08Х15Н24В4ТР СССР
≤0,08 14−16 22−25
0,8
− −
1,4−1,8 4−5W;
≤
0,005В
− − −
AISI304L США
≤
0,03 18−20 8−11 ≤
2,0
− − −
≤
1,0Si
−
4306 1501-801С
AISI304 США
≤
0,08 18−20 8−11 ≤
2,0
− − −
≤
1,0Si
−
4301 Еп-58Е
A1SI347 США
≤
0,08 17−19 9−13 ≤
2,0
− − −
≤
1,0Si
−
4550 Еп-58С
AISI321 США
≤
0,08 17−19 9−12 ≤
2,0
− −
≥5⋅С ≤
1,0Si
−
4551 Еп-58С
AISI316L США
≤
0,03 16−18 10−14 ≤
2,0 2,0−3,0
− −
≤
1,0Si
− − −
407
408
Продолжение табл. 25.36
Марка стали
Стра-
на
С Сr Ni Мn Мо Nb Ti Другие
Некоторые зарубежные
аналоги
США
Гер-
мания
Велико-
британия
AISI316M США
≤
0,06 16,5−
17,5
13−14 1,5−
2,0
2,0−
2,75
− −
≤
0,8Si
− − −
AISI316 США
≤
0,08 16−18 10−14 ≤
2,0 2,0−3,0
− −
≤
1,0Si
−
4401 845В
AISI317 США
≤
0,08 18−20 11−15 ≤
2,0 3,0−3,4
− −
≤
1,0Si
− − −
D9 США 0,05 13,5 15,5 2,0 1,8
−
0,25 0,006B;
0,03P
− − −
FV548 Вели-
ко-
бри-
тания
≤
0,10 16−17
~12 ~1
1,4−2,0
~1
−
≤
0,4Si;
≤
0,004B
− − −
1.4970 Гер-
мания
≤
0,10
15,2 14,7 1,8 1,2
−
0,3 0,3Si;
0,006В
− − −
1.4988 Гер-
мания
0,06 16,0 13,0 1,3 1,3 0,8
−
− − −
Х12Г14Н4ЮМР
(ЭП-838)
СССР
≤
0,1
~12 ~4 ~14 ~1
− −
~1Al;
≤
0,01B
− − −
10Х14Г14Н4Т
(ЭИ-711)
СССР 0,10
13−15 2,8−
4,5
13−15
− −
5
⋅
(С−
−0,02)÷0,6
− − − −
12Х17Г9АН4
(ЭИ-878)
СССР 0,12
16−18 3,5−
4,5
8−
10,5
− − −
0,15−0,25N
− − −
15Х17АГ14
(ЭПС213)
СССР 0,15
16−18
0,6
13,5−
15,5
− − −
0,25−0,37N
− − −
408
409
Продолжение табл. 25.36
Марка стали
Стра-
на
С Сr Ni Мn Мо Nb Ti Другие
Некоторые зарубежные
аналоги
США
Гер-
мания
Велико-
британия
Стали с карбидным упрочнением
45Х14Н14В2М
(ЭИ-69)
СССР
0,4−
0,5
13−15 13−15 ≤
0,7 0,25−
0,4
− −
2,0−2,75W;
≤
0,8Si;
≤
0,3Cu
− − −
31Х19Н9МВБТ
(ЭИ-572)
СССР
0,28−
0,35
18−20 8−10 0,8−
1,5
1,0−1,5 0,2−0,5 0,2−0,5 1,0−1,5W;
≤
0,7Si
− − −
42Х15Н7ГФ2МС
(ЭИ-388)
СССР
0,38−
0,47
14−16 6−8 6−8 0,65−
0,95
− −
1,5−1,9V;
0,9−1,4Si
− − −
37Х12Н8Г8МФБ
(ЭИ-481)
СССР
0,34−
0,4
11,5−
13,5
7,9−
9,0
7,5−
9,5
1,1−1,4 0,25−0,45
−
1,25−1,55V;
0,3−0,8Si
− − −
Стали с интерметаллидным упрочнением
10Х11Н20ТЗР
(ЭИ-686)
СССР
≤0,10 10−
12,5
18−21 ≤
1,0
− −
2,6−3,2 ≤
0,8А1;
≤
1,0Si;
0,008÷
÷0,02В
− − −
10Х11Н35МТЮР
СССР
≤0,10 10−
12,5
34−36 ≤
1,0
− −
2,6−3,2 ≤
0,8А1;
≤
1,0Si;
≤
0,02В
− − −
12Х15Н35ВТ
(ЭИ-612)
СССР
≤0,12 14−16 34−38 1,0−
2,0
− −
1,1−1,5 2,8−3,5W;
≤
0,6 Si
− − −
409
410
Окончание таблицы 25.36
Марка стали
Стра-
на
С Сr Ni Мn Мо Nb Ti Другие
Некоторые зарубежные
аналоги
США
Гер-
мания
Велико-
британия
05ХН32Т СССР
≤
0,05 19−22 30−34 ≤
0,7
− −
0,25−0,60 ≤
0,25А1;
≤
0,7Si
− −
In800
08Х15Н35ВТЮ
(ЭИ-787)
СССР
≤
0,08 14−16 33−37 ≤
0,6
− −
2,4−3,2 2,8−3,5W;
0,7−1,7А1;
≤
0,02В;
≤0,6
− − −
04Х15Н35М2БТЮР
(ЭП-150)
СССР 0,04 15,9 36,0 1,3 2,44 0,91 1,08 1,ЗА1,
0,5Si;
0,02Се;
0,002В
− − −
Инколой-800 Вели-
ко-
бри-
тания
0,03−
0,06
19−23 30−35
1,5
− −
0,15−0,60 0,15−
−0,60А1;
≤
l,0Si
− − −
_______
* Здесь С −концентрация углерода, %.
410
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)