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
411
Таблица 25.37
Влияние легирования на длительную прочность аустенитных сталей
Марка стали
4
10
,σ
МПа, при различной температуре, °С
600 650 700 750 800
1Х18Н9 120 75 40
− −
1Х18Н9Т 190 90 65
− −
1Х18Н12М2 195 106 44 40 24
1Х16Н25М6 220 155 95 85 42
1Х15Н36Б3Т 210 180
− − −
Алюминий вводят в аустенитные стали в сочетании с Ti (см.
табл. 25.36) для увеличения жаропрочности путем создания высо-
коэффективной упрочняющей γ'-фазы Ni
3
(Ti,Al).
Кремний не улучшает жаропрочность аустенитных сталей, тем
не менее существует ряд сталей с высоким содержанием Si (до
3%), используемых в качестве жаростойких материалов (например,
Х20Н14С2, Х15Н35С2 и др.).
Азот до 0,15–0,4 % используют для стабилизации аустенита и
частичной замены никеля в Cr–Mn–Ni-сталях (см. табл. 25.36).
Наиболее сильно упрочняют γ-твердый раствор элементы внедре-
ния – углерод и азот, затем следуют ферритообразуюшие элемен-
ты, растворяющиеся по типу замещения. Аустенитообразующие
элементы, образующие твердые растворы замещения, оказывают
незначительное влияние на упрочнение твердого раствора
(рис. 25.77).
Усложнение состава хромоникелевых сталей путем дополни-
тельного легирования ферритостабилизирущими элементами (Мо,
Nb, W, Ti, Al, Si и др.) эквивалентно увеличению концентрации
хрома [см. формулу (25.8)], в результате чего склонность к появле-
нию α-фазы возрастает. Конечная структура хромоникелевых ста-
лей определяется суммарным воздействием всех легирующих эле-
ментов. Так, при дополнительном легировании ферритостаби-
лизирующими элементами необходимо увеличить в стали содер-
жание Ni (стали Х18Н10Т, Х18Н12Т, 0Х17Н13М2Т). Аналогичным
образом поступают и в том случае, если в аустенитной стали уве-
412
личивается содержание Cr сверх оптимальной концентрации (сталь
Х23Н18).
Рис. 25.77. Влияние атомного содержания легирующих элементов
на упрочнение аустенита:
1 − элементы, образующие твердые растворы внедрения; 2 − ферритообразующие
элементы, растворяющиеся по типу замещения; 3 −аустенитообразующие элемен-
ты, растворяющиеся по типу замещения
Вследствие того, что растворимость углерода в хромоникелевом
аустените не превышает 0,01 % (см. рис. 25.18), при наличии
0,08–0,15 % С, обычным для наиболее распространенных хромони-
келевых сталей, равновесная структура должна состоять из аусте-
нита и карбидов типа М
23
С
6
. Однако в процессе производства по-
луфабрикатов (листов, труб и др.), а также при закалке, часто при-
меняемой при изготовлении полуфабрикатов и изделий, возникает
неравновесная структура, состоящая из пересыщенного γ-твердого
раствора, не содержащего карбидов или содержащего минимальное
их количество.
При нагреве такой стали до 800 °С в результате распада пере-
сыщенного γ-твердого раствора происходит выделение хромистых
карбидов, и локальные объемы γ-твердого раствора вокруг них мо-
гут обедняться хромом. При достаточно низком содержании Cr в
этих объемах появляется ферромагнитная α-фаза. Так, в закаленной
от 1150 °С в воду стали с 0,15 % С, 15 % Cr и 10,8 % Ni (Х15Н11)
следы ферромагнитной α-фазы появляются в результате старения
при 600 °С через 20 ч, а через 1000 ч по границам зерен выделяется
413
уже сетка α-фазы. При более высокой температуре старения
(700 °С) выделение ферромагнитной α-фазы более значительно.
При температуре 800 °С максимальное количество α-фазы наблю-
дается через 100 ч, но через 1000 ч она практически полностью ис-
чезает (рис. 25.78), так как в связи с развитием диффузионных про-
цессов концентрация Cr в локальных объемах вокруг выделивших-
ся карбидных частичек становится близкой к концентрации Cr в
основном γ-твердом растворе.
Увеличение содержания Ni в указанной стали до 15 % (Х15Н15)
ограничивает появление ферромагнитной α-фазы, а повышение со-
держания Ni до 25 % (Х15Н25) настолько повышает устойчивость
аустенита, что ферромагнитная α-фаза вовсе не появляется. Анало-
гичное влияние оказывает также уменьшение концентрации угле-
рода в стали, поскольку при этом образуется меньше карбидов
хрома. Например, уменьшение содержания С от 0,15 до 0,08 % при
содержании 15 % Ni не приводит к появлению ферромагнитной
α-фазы, так как больше Cr остается в твердом растворе.
Появление σ-фазы наиболее характерно для двойных систем, в
которых существуют широкие области α-фазы с ОЦК структурой
(системы Fe–Cr, Fe–V, Fe–Mo и др.). Анализ условий, благоприят-
ствующих появлению σ-фазы в хромоникелевых сталях, показыва-
ет, что наиболее чувствительными к выделению σ-фазы являются
стали, состав которых приближается к областям с гетерогенной
структурой (γ + σ) и (γ + α + σ) (см. рис. 25.64, 25.74).
Рис. 25.78. Изменение количества α-фазы в стали 15X15H10
в зависимости от температуры и времени старения
414
После длительной работы при высокой температуре присут-
ствие σ-фазы обнаружено также в сталях, содержащих 18 % Cr и
8 % Ni и дополнительно легированных такими ферритообразую-
щими элементами, как Мо или Nb (например, Х18Н8Б), а также в
сталях с 23–25 % Cr и 12–20 % Ni (например, Х24Н16), особенно
если в них введены ферритстабилизирующие элементы. Причиной
такого изменения структуры при длительном воздействии высокой
температуры может быть процесс расслоения твердого раствора в
локальных объемах, обнаруженный методом ядерного γ-резонанса.
При старении закаленных сплавов системы Fe–Cr (450–500 °С)
происходит изменение формы резонансного спектра поглощения
γ-квантов. В частности, интенсивность пиков, связанных с атомами
Fe, не имеющими по соседству атомов Cr, увеличивается. Перерас-
пределение интенсивностей свидетельствует об образовании в
твердом растворе областей, обедненных атомами Cr, т.е. о расслое-
нии твердого раствора на области с различной концентрацией хро-
ма. Такой процесс может благоприятствовать образованию σ-фазы
даже в сплавах с относительно низким содержанием хрома.
Аналогичные явления наблюдались и в хромоникелевых спла-
вах. Анализ изменения величин, характеризующих долю атомов в
различном окружении атомов Cr, показывает, что в закаленном на
мартенсит сплаве 0Х16Н6 в результате старения при 400 °С в тече-
ние 100 ч образуются области, обедненные хромом, в которых со-
держится около 14 % Cr; при старении сплава 0Х12Н12 при 500 °С
в течение 50 ч в аналогичных областях концентрируется примерно
10 % Cr. Таким образом, расслоение твердого раствора и образова-
ние локальных объемов с различной концентрацией легирующих
элементов возможно и в хромоникелевых сталях.
Для предупреждения появления σ-фазы необходимо, так же как
и для ограничения выделений α-фазы, увеличивать концентрацию
легирующих элементов, стабилизирующих и расширяющих об-
ласть γ-структуры; в первую очередь следует повышать содержа-
ние Ni (стали Х18Н12М3Т, Х17Н16М3Т, Х16Н25М6, Х14Н14В2М
и др.). Часто идут по пути сокращения концентрации Cr как ферри-
тообразующего элемента (сталь Х12Н20Т2 и др.).
Ускоренное охлаждение от высокой температуры, осуществляе-
мое в большинстве случаев на практике, тоже может предотвратить
415
выделение σ-фазы в сталях, для которых характерно ее присут-
ствие при низкой температуре. Поэтому последующий длительный
нагрев до температуры ниже 800–900 °С будет способствовать вы-
делению ее из пересыщенного твердого раствора, особенно по гра-
ницам зерен.
Роль α-фазы в процессах образования σ-фазы можно проиллю-
стрировать на примере стали Х18Н12М4. В этой стали после закал-
ки наблюдаются включения α-фазы. Однако уже после старения
при 600 °С в течение 5 ч происходит распад включений α-твердого
раствора с образованием мелкодисперсных выделений σ-фазы, ко-
торые после травления 10 %-ной хромовой кислотой имеют вид
темных точек внутри зерен α-фазы. При этом микротвердость ос-
новной аустенитной фазы остается на прежнем уровне
(Н
µ
≈ 2500 МПа), в то время как твердость объемов распавшегося
α-твердого раствора увеличивается примерно до 4800 МПа.
При длительном старении стали Х18Н12М4 (при 750 °С в тече-
ние 1000 ч) наблюдаются только выделения σ-фазы, что подтвер-
ждается как рентгенофазовым и электронно-микроскопическим
анализами, так и высокой твердостью выделений (Н
µ
≈ 7400 МПа);
Фаза σ располагается по границам зерен в виде крупных слегка вы-
тянутых образований, а также по кристаллографическим плоско-
стям внутри зерен в виде тонких цепочек, и имеет высокую кон-
центрацию Cr (45–50 %). Поэтому ее выделение способствует об-
разованию концентрационной неоднородности твердых растворов
по хрому со всеми вытекающими отсюда последствиями.
С увеличением продолжительности старения частицы σ-фазы
склонны к коагуляции. Одновременно, как показывают исследова-
ния, в результате развития диффузионных процессов состав σ-фазы
не остается неизменным. Обладая значительной областью гомоген-
ности, она обогащается такими легирующими элементами, как Cr,
Mo, Si, Al и др.
В равновесных структурах хромоникелевых сталей, обычно со-
держащих не менее 0,06–0,1 % С, практически весь углерод идет на
образование карбидных фаз.
В нелегированных хромоникелевых сталях по данным рентгено-
структурного анализа образуются карбиды хрома (Cr, Fe)
23
C
6
со
сложной ГЦК кристаллической решеткой. Эти карбиды являются
416
наиболее распространенными в аустенитных корозионно-стойких
жаропрочных сталях. Гексагональный карбид (Cr, Fe)
7
C
3
в аусте-
нитных сталях практически не встречается.
При легировании хромоникелевых сталей Ti, Nb и V образуются
карбиды типа МС. Эти карбиды являются фазами внедрения и по
сравнению с карбидами хрома обладают повышенной термической
стойкостью – растворяются в γ-твердом растворе при более высо-
кой температуре, при старении выделяются в крайне дисперсном
состоянии (см. п. 25.3); кроме того, они менее склонны к коагу-
ляции.
Карбид TiC образует твердые растворы с Mo, W, Nb и Cr; желе-
зо в карбиде титана не растворяется. В карбиде NbC растворяются
W, Мо, но с Cr и Fe карбид ниобия твердых растворов не образует.
Карбиды Мо
2
С, W
2
C или МоС, WC в виде отдельных частиц в
хромоникелевых сталях не наблюдаются, поскольку свободные
энергии их образования выше, чем основного легирующего эле-
мента – Cr, а также Ti и Nb (см. рис. 25.23). При легировании мо-
либденом и вольфрамом образуются карбиды (Cr, Fe, Mo, W)
23
C
6
.
В состав карбидов типа М
23
С
6
могут входить также до 6 % Ni, до
1,5 % Mn, до 1 % V. Титан и ниобий в этих карбидах не раство-
ряются.
В хромоникелевых сталях с высоким содержанием Cr (более
18–20 %) карбид ванадия VC как самостоятельная фаза почти не
выделяется, а V в основном входит в состав карбидов типа М
23
С
6
.
Из указанных выше карбидов наиболее легко растворяются
начиная примерно с 600 °С карбиды хрома (Cr, Fe)
23
C
6
, а его со-
ставляющие переходят в γ-твердый раствор. При высокой темпера-
туре (1300–1350 °С) концентрация углерода в железохромоникеле-
вом γ-твердом растворе может доходить до 0,5–0,6 %.
Термически стойкие карбиды TiC и NbC обладают сравнительно
малой растворимостью в железохромоникелевом аустените.
Например, в стали 1Х18Н10Т, содержащей карбиды титана, после
нагрева до 1100–1150 °С и последующего охлаждения в воде
наблюдается только частичный переход углерода в аустенит,
большая же часть углерода остается по границам зерен в виде кар-
бидов. Растворение карбидов TiC и NbC в γ-твердом растворе ста-
новится заметным только при температуре нагрева выше 1150–
1250 °С.
417
Если закаленный с высоких температур γ-твердый раствор под-
вергнуть новому нагреву в интервале температур 550–800 °С, то
возникают условия для перехода неравновесной (метастабильной)
структуры в равновесную. При этом из пересыщенного γ-твердого
раствора выделяются частички карбидных фаз типа М
23
С
6
или МС,
и структура хромоникелевых сталей становится, таким образом,
гетерогенной. В результате возникновения гетерогенных структур
может быть существенно повышена жаропрочность хромоникеле-
вых сталей (рис. 25.79) за счет так называемого карбидного упроч-
нения.
Рис. 25.79. Время до раз-
рушения τ хромоникелевой
стали (16 % Сr, 32 % Ni, Mo и
W − переменное содержание)
при 700 °С и σ = 120 МПа в
зависимости от количества ∆m
к
выделившихся карбидных фаз
(по массе электролитически
выделенного осадка)
Величину упрочнения определяют дисперсность, количество и
термическая стойкость карбидных частичек, однако эффект кар-
бидного упрочнения становится заметным только при значитель-
ном содержании углерода (0,3–0,6 % и выше).
При длительном воздействии высокой температуры разви-
ваются диффузионные процессы и, в первую очередь, диффузия
углерода, что приводит к укрупнению (коагуляции) карбидных
включений, вызывающему разупрочнение сталей. Большой склон-
ностью к коагуляции обладают карбиды хрома (Cr, Fe)
23
C
6
, особен-
но при температуре старения около 700 °С, в результате чего резко
снижается жаропрочность (рис. 25.80), что и ограничивает уровень
рабочей температуры.
418
Использование хромони-
келевых сталей при рабочей
температуре 650 °С и выше
возможно при дополнитель-
ном легировании их Mo, Nb,
W и другими элементами
(рис. 25.81). В результате ус-
ложнения состава γ-твердого
раствора и карбидов, как пра-
вило, замедляются диффузи-
онные процессы и возрастает
стабильность карбидных фаз.
Тем не менее при повышен-
ной температуре и длитель-
ной выдержке все же наблю-
даются изменения состава карбидов типа М
23
С
6
, выражающиеся в
накапливании в карбидах элементов, обладающих значительным
химическим сродством к углероду – Cr, Mo, W и др. Элементы,
имеющие меньшее сродство к углероду, например Fe, постепенно
переходят из карбидов типа М
23
С
6
в γ-твердый раствор.
Рис. 25.81. Влияние легирования на время до разрушения τ (Т
исп
= 700 °С,
σ = 180 МПа) и пластичность δ стали Х20Н20 (закалка от 1150 °С в воду)
при содержании 0,1 () и 0,4 % С ()
Рис. 25.80. Влияние температуры старе-
ния и концентрации Сr на предел ползу-
чести σ
1%/10
4
ч) хромоникелевой стали с
20 % Ni
419
Карбиды TiC и NbC из-за их малой растворимости в γ-твердом
растворе при обычной температуре закалки (1100–1150 °С) почти
не участвуют в процессах старения. Однако их присутствие в хро-
моникелевых сталях несколько повышает жаропрочность.
В некоторых хромоникелевых сталях, легированных Mo, W, Ti,
Аl, возможно появление в структуре интерметаллидных фаз Ni
3
Ti,
Ni
3
(Ti, Al), Fe
2
Mo и др. Их образование (по аналогии с карбидными
фазами) способствует упрочнению хромоникелевых сталей (так
называемое интерметаллидное упрочнение) и поэтому использует-
ся на практике при создании дисперсионно-упрочняемых сталей.
Наибольшее применение получило интерметаллидное упрочнение,
осуществляемое путем легирования хромоникелевых сталей алю-
минием и титаном.
В дисперсионно-твердеющих сталях, легированных только
алюминием, при старении выделяется фаза NiAl с ОЦК кристалли-
ческой решеткой в виде видманштеттовой сетки или пластин. До-
бавление Ti ведет к образованию подобной фазы типа Ni(Al, Ti),
которая при увеличении содержания Ti превращается в упорядо-
ченную фазу Ni
2
(Al, Ti). Дальнейшее увеличение содержания Ti в
стали при старении ведет к образованию ГЦК фазы γ′-Ni
3
(Al, Ti),
которая имеет сферическую форму и когерентно связана с матри-
цей (рис. 25.82,а).При еще более высоком содержании Ti образует-
ся фаза η-Ni
3
Ti с ГПУ кристаллической решеткой в виде видман-
штеттовой сетки или зернограничных ячеистых выделений
(рис. 25.82,б).
Эффект старения проявляется в результате возникновения коге-
рентных напряжений и общего дисперсионного упрочнения, и его
можно повысить путем увеличения суммарного объема выделений
или когерентных напряжений, увеличивая параметр несоответствия
решеток выделений и матрицы. Объем выделений возрастает с уве-
личением содержания Al + Ti, а несоответствие решеток – в ре-
зультате увеличения отношения Ti:A1. Фаза γ′-Ni
3
(Al, Ti), имеющая
ту же кристаллическую решетку, что и матрица, медленнее коагу-
лирует по сравнению с другими рассмотренными выше фазами
(сферическая форма выделений при перестраивании энергетически
более выгодна). Выделение этой фазы дает максимальный эффект
дисперсионного твердения.
420
Рис. 25.82. Характерный вид γ′-Ni
3
(Al, Ti) фазы (темнопольное изображение в
ПЭМ) (а) и влияние содержания Аl и Ti на фазовый состав аустенитной коррози-
онно-стойкой стали с 15 % Сr и 25 % Ni при температуре старения 800 °С (б):
1 − Ni(Al, Ti); 2 − Ni(Al, Ti) + Ni
2
(Al,Ti); 3 − Ni
2
(Al, Ti); 4 − Ni
2
(Al, Ti) + Ni
3
(Al, Ti);
5 − Ni
3
(Al, Ti); 6 −Ni
3
Ti; 7−σ-фаза; 8 − граница аустенито-ферритной области в
состоянии закалки; 9 − ячеистые выделения (Ф.Б. Пикеринг)
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)