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
421
Таким образом, для получения высокодисперсных и термически
стабильных выделений γ′-фазы необходимо использовать совмест-
ное легирование стали титаном и алюминием. Однако количество
Al + Ti, которое можно использовать, лимитируется, так как при
большем содержании Al + Ti образуется δ-феррит. В то же время
высокое отношение Ti:Аl нежелательно с точки зрения образова-
ния ячеистых выделений фазы η-Ni
3
Ti. Поэтому в сталях опти-
мального состава содержится не более 3–3,5 % Ti и 1,5–3 % Аl; эти
же стали содержат и повышенное (до 20–35 %) количество Ni (см.
табл. 25.36). При старении этих сталей формируется γ′-фаза типа
Ni
3
Al или Ni
3
(Al, Ti), которая кристаллизуется в структуру с ГЦК
решеткой, аналогичной решетке основного γ-твердого раствора.
Максимальные жаропрочные свойства аустенитных сталей с ин-
терметаллидным упрочнением возникают в основном в тех случа-
ях, когда упрочняющая фаза находится еще в стадии формирования
(в метастабильном состоянии) и не превратилась в фазу с граница-
ми раздела. На этой стадии кристаллическая решетка интерметал-
лидной фазы обычно имеет в той или иной степени когерентную
связь с решеткой основной металлической матрицы.
Близкие параметры кристаллических решеток γ- и γ′-фазы
(а
γ
=
0,358 нм, а
γ′
= 0,360 нм) благоприятствуют сохранению коге-
рентной связи между ними даже при высокой температуре старе-
ния, и поэтому γ′-фаза имеет меньшую склонность к коагуляции по
сравнению с карбидами. Одновременно наличие когерентной связи
между частицами γ′-фазы и основного γ-твердого раствора является
причиной часто наблюдаемого дробления зерен и субзерен γ-твер-
дого раствора. Размеры образующихся при этом блоков могут до-
ходить до 200 нм. Это обстоятельство благоприятствует тому, что
упрочняющее влияние γ′-фазы сохраняется до температуры 750–
800 °С.
В жаропрочных сталях аустенитного класса, легированных Mo,
W, Nb (стали 0Х16Н15М3Б, 1Х14Н20В2БР и др.), возможно обра-
зование также интерметаллидных соединений типа фаз Лавеса –
Fe
2
Mo, Fe
2
W, Fe
2
(Mo, W), Fe
2
Nb и т.д. Эти фазы могут растворять
Сr и Ni и приобретать более сложный состав, например
(Fe, Cr, Ni)
2
W, (Fe, Cr, Ni)
2
(W, Mo) и др.
422
При легировании титаном наряду с γ′-фазой встречается ин-
терметаллидная фаза Fe
2
Ti с гексагональной кристаллической ре-
шеткой, которая может растворять никель. Однако при совместном
легировании титаном и молибденом фаза Fe
2
Ti не образуется в свя-
зи с более низкой диффузионной подвижностью атомов компонен-
тов в твердом растворе, в котором присутствует молибден.
Использование интерметаллидных фаз в качестве упрочняющих
связано с переводом их в дисперсное состояние. Это достигается с
помощью термической обработки, которая, также как и при тер-
мической обработке сталей с карбидным упрочнением, осуществ-
ляется в два этапа.
На первом этапе путем нагрева до высокой температуры
(1100–1200 °С) интерметаллидные фазы переводят в твердый рас-
твор и фиксируют их в нем с помощью последующего ускоренного
охлаждения (закалки) – в результате получают пересыщенный
γ-твердый раствор с ГЦК кристаллической решеткой. Например, в
стали Х12Н20Т3ЮР полное растворение γ′-фазы наблюдается при
875 °С (рис. 25.83, а), а интерметаллида Fe
2
Ti – при 1000 °С. Таким
образом, растворимость интерметаллидных фаз, по сравнению с
карбидами типа МС, происходит при более низкой температуре.
Для других сталей и интерметаллидов температурные условия и
кинетика растворения могут быть другими. Частицы фазы Fe
2
Mo
начинают растворяться при температуре 900–950 °С; частицы
Fe
2
W – при 1000–1050 °С; полное растворение их наступает при
температуре 1200–1300 °С.
Второй этап термической обработки аустенитных сталей с ин-
терметаллидным упрочнением заключается в выдержке пересы-
щенных твердых растворов при температуре 700–850 °С (старе-
ние), в результате которого происходит образование гетерогенных
структур. Оптимальные условия старения, обеспечивающие мак-
симальное упрочнение, обычно определяются составом стали. Так,
для аустенитной хромоникельтитановой стали Х12Н20Т3ЮР мак-
симум количества γ′-фазы (3–4 %) и соответственно твердости,
кратковременной и длительной прочности наблюдается при темпе-
ратуре старения около 750 °С (рис. 25.83, б). Более высокая темпе-
ратура старения (Т > 750÷800 °С) вследствие коагуляции γ′-фазы, а
также уменьшения ее количества (вновь происходит растворение в
γ-твердом растворе) приводит к разупрочнению (см. рис. 25.83).
423
Для сложных хромоникелевых сталей, содержащих Ti и Аl и
дополнительно легированных Мо и W (стали Х15Н35В3Т3Ю,
Х14Н35М3Т2Ю3Р и др.), оптимальная температура старения равна
750–770 °С. При этом выделяется интерметаллид Ni
3
(Ti, Al), коли-
чество которого доходит до 8–12 %. Такие стали обладают более
высокими жаропрочными свойствами, чем например, сталь
Х12Н20Т3ЮР. Легиро-
вание молибденом и
вольфрамом хромо-ни-
келевых сталей с Ti и Аl
повышает температуру
рекристаллизации твер-
дых растворов, а нали-
чие Мо и W в интерме-
таллидных фазах по-
вышает их термическую
стойкость.
Рис 25.83. Количество ин-
терметаллидных фаз (a) и
изменение твердости (б)в
стали X12Н20Т3ЮР в зави-
симости от температуры ста-
рения в течение 16 ч
Интерметаллидные фазы типа Fe
2
M выделяются в процессе ста-
рения при более высокой температуре, поскольку их растворение
по сравнению с γ′-фазами таже происходит при более высокой тем-
пературе. Например, в стали Х12Н20Т3ЮР максимальное количе-
ство фазы (Fe, Ni)
2
Ti наблюдается при 875 °С (при времени старе-
ния 16 ч) (см. рис. 25.83). Упрочняющий эффект фаз типа Fe
2
M ме-
нее значителен, чем упрочнение за счет интерметаллидов типа
γ′-фаз. По-видимому, это связано с тем, что выделяющиеся при бо-
лее высокой температуре частицы интерметаллидной фазы типа
Fe
2
M имеют большие размеры.
424
Таким образом, следует отметить, что в аустенитных сталях оп-
тимальная температура старения для образования γ′-фаз равна
750–800 °С, а для фаз Лавеса 800–900 °С.
В аустенитных сталях, содержащих в качестве легирующих
элементов Ti и В (0,008÷0,015 %), обнаружена боридная фаза TiB
2
.
В аналогичных сталях, дополнительно легированных Мо, возмож-
но присутствие фазы типа М
3
В
2
, например (Мо, Сr)
3
В
2
. Количество
Мо и Сr в этой фазе возрастает при повышении температуры ста-
рения от 650 до 900 °С. Длительное старение (100–500 ч) при высо-
кой температуре (775–800 °С) приводит к тому, что в боридные
фазы переходит практически весь бор.
В сплавах, легированных титаном и ниобием и содержащих
примеси азота, образуются нитриды TiN и NbN. Образование нит-
ридов ниобия происходит даже раньше, чем карбидов NbC. Нит-
ридные фазы обладают малой растворимостью в γ-твердом раство-
ре, поэтому они часто наблюдаются в микроструктуре аустенитных
сталей даже в закаленном состоянии.
В сталях, содержащих повышенное количество азота, после за-
калки и последующего нагрева выше 550 °С выделяются карбо-
нитридные фазы. Например, в хромоникельмолибденовой стали
Х16Н25М6 с 0,15 % N после закалки и выдержки при 700–800 °С в
течение 5 ч карбонитрид имеет состав (Cr, Fe, Mo, Ni)
23
(C, N)
6
, а
после продолжительной выдержки при 700–800 °С превращается в
более сложную фазу (Fe, Ni)
2
(Mo, Cr)
4
(C, N).
Увеличение содержания Nb сверх необходимого для перевода
углерода в карбиды (Nb/C > 10) вызывает значительное понижение
ударной вязкости в закаленном состоянии, что связано с образова-
нием интерметаллида Fe
3
Nb
2
. Выделение фазы Fe
3
Nb
2
способствует
также снижению жаропрочности, что, по-видимому, объясняется
большей склонностью этой фазы к коагуляции.
По способу упрочнения аустенитные стали могут быть разделе-
ны на две группы (см. рис. 25.4): 1) гомогенные, не упрочняемые
термообработкой; 2) гетерогенные, упрочняемые термообработкой
(закалка + отпуск), или, по-другому, дисперсионно-упрочняемые.
Последние, в свою очередь, подразделяются на стали с карбидным
и интерметаллидным упрочнением.
425
25.7.3. Гомогенные стали
К сталям этой группы относятся главным образом низкоуглеро-
дистые (не более 0,1 % С) хромоникелевые стали, дополнительно
легированные элементами, упрочняющими γ-твердый раствор. Со-
ставы и механические свойства ряда аустенитных сталей, в том
числе применяемых в качестве конструкционных материалов ядер-
ных реакторов, приведены в табл. 25.37 и 25.38 соответственно.
Жаропрочность гомогенных сталей обеспечивается в основном
твердорастворным упрочнением. Термин «гомогенные стали» сле-
дует понимать условно, так как в структуре сталей почти всегда
присутствует некоторое количество вторых фаз, например, первич-
ные карбиды или карбонитриды типа NbC, TiC, Nb(C, N), Ti(C, N)
и др., но в количествах, не вызывающих сильного эффекта упроч-
нения.
Гомогенные аустенитные стали используют в закаленном (аус-
тенизированном) с 1050–1200 °С (вода или воздух) состоянии. Ре-
же применяют аустенизацию со стабилизирующим отпуском при
700–750 °С с целью получения более однородного γ-твердого рас-
твора, заданный размер зерна (3–6 баллов) и стабильную структу-
ру, а также снятия внутренних напряжений.
Стабилизация аустенитной структуры при низком содержании
углерода достигается повышением содержания Ni (см. п. 25.3).
Повышенное содержание Nb и [отношение (Nb + Ti)/(C + N) бо-
лее 10] обеспечивает в исходном состоянии присутствие карбидов
TiC, NbC и карбонитридов Ti(C, N), Nb(C, N), которые препят-
ствуют образованию при эксплуатации карбидных фаз типа М
23
С
6
.
Во многих аустенитных сталях, как правило, содержание Ti состав-
ляет от 5⋅(С – 0,02) до 0,7 %, Nb – от 8С до 1,2 %, где С — концен-
трация углерода. Такое количество Ti и Nb – необходимое условие
обеспечения стойкости аустенитных сталей против межкри-
сталлитной коррозии. Повышение жаропрочности гомогенных
аустенитных сталей объясняется высокой легированностью γ-твер-
дого раствора такими элементами, как Мо (до 3 %), W (до 4 %)
и др.
426
Таблица 25.38
Термообработка и механические свойства аустенитных жаропрочных сталей
Марка стали
Режим термической
обработки *
Т
исп
, °С
Е, ГПа
σ
в
, МПа
σ
0,2
, МПа δ, % ψ,%
а
к
,
кДж/м
2
σ
дл
, МПа, за
время, ч
10
4
10
5
12Х18Н10Т
З (1050−1100 °С), воздух,
масло или вода
20
400
500
550
600
650
700
−
177
169
−
160
−
−
520−560
−
−
390
350
280
270
200−230
−
−
140
120
120
120
40−46
−
−
31
28
27
20
≥55
−
−
−
−
−
−
2200
−
−
2200
2000
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
З (1050−1100 °С) +
О (800 °С), 10 ч, воздух
600
650
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
≥170
≥105
≥135
≥75
10Х17Н13М2Т
З (1050−1100 °С), воздух,
масло или вода
20
−
520−540 220−236 35−40
55
− − −
09Х16Н15МЗБ
З (1050−1200 °С), воздух,
масло или вода
20
350
400
500
600
750
−
−
174
167
158
−
570
500
−
−
−
280
400
380
−
−
−
200
32
15
−
−
−
34
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
07Х16Н15МЗБР
З (1050−1120 °С), воздух,
масло или вода
20
350
500
750
−
−
−
−
710
530
520
350
520
400
390
280
37
19
16
35
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
426
427
Продолжение табл. 25.38
Марка стали
Режим термической
обработки *
Т
исп
, °С
Е, ГПа
σ
в
, МПа
σ
0,2
, МПа δ, % ψ,%
а
к
,
кДж/м
2
σ
дл
, МПа, за
время, ч
10
4
10
5
08Х15Н24В4ТР
З (1130−1150 °С), 2 ч,
воздух + С (730−750 °С),
16 ч, воздух
20
600
650
700
750
−
−
−
−
−
750
−
650
600
500
450
−
430
400
350
18
−
16
10
20
35
−
30
16
40
≥
800
−
1000
1000
1000
−
400
290
180
120
−
300
230
140
80
10Х14Г14Н4Т
З (1000−1080 °С), воздух,
масло или вода
20
−
600−700 250−300 35−40
50
− − −
42Х15Н7Г7Ф2МС
З (1170−1190 °С), вода
или воздух + С (820±20 °С),
8−10 ч, воздух
20
500
600
700
800
900
1000
190
−
−
−
−
−
−
900−1000
700
640
520
380
250
160
600−620
490
500
430
280
−
−
15
12
9
8
8
7
6
15
23
23
32
17
18
21
300
−
−
−
−
−
−
−
−
250
110
50
−
−
−
−
−
−
−
−
−
10Х11Н20Т3Р
З (1100−1150 °С), 2 ч,
вода или воздух + С
(750−775 °С), 15−25 ч,
воздух
20
500
600
700
800
−
−
−
−
−
800−1000
800
800
680
360
450−600
550
530
470
250
10−25
25
22
15
25
15−30
30
30
18
45
800
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
427
428
Окончание табл. 25.38
Марка стали
Режим термической
обработки *
Т
исп
, °С
Е, ГПа
σ
в
, МПа
σ
0,2
, МПа δ, % ψ,%
а
к
,
кДж/м
2
σ
дл
, МПа, за
время, ч
10
4
10
5
08Х15Н35ВТЮ Двойная закалка:
З (1150−1180 °С), 4−8 ч,
воздух + З (1050 °С), 4 ч,
воздух + С (750−800 °С),
16 ч, воздух
20
550
600
700
750
800
850
900
−
−
−
−
−
−
−
−
950−1050
1000
1000
920
850
680
360
200
600−700
690
670
680
650
600
330
200
6−7
5
−
5
6
13
19
20
8−10
7
12
9
6
22
46
50
250
500
−
−
300
500
550
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
−
Двойная закалка:
З (1150−1180 °С), 6−10 ч,
воздух + З (1050 °С), 4 ч,
воздух + С (750−840 °С),
16 ч, воздух
20
550
600
650
700
750
−
−
−
−
−
−
950−1230
1140
1000−1160
−
740−850
−
600−740
−
600−690
−
600
−
6−21
18
12−17
−
6−10
−
8−30
32
17−22
−
10−15
−
250−1300
950
500
−
500
−
−
640
460
380
260
160
−
−
−
−
−
−
* Термообработка: З − закалка; О − отпуск; С − старение.
428
429
В связи с широкой распространенностью в ядерном реакторо-
строении аустенитных гомогенных сталей рассмотрим более по-
дробно диаграммы распада и структуру наиболее типичных отече-
ственных реакторных сталей 1Х18Н9Т, 0Х16Н15МЗБ (ЭИ-847) и
американской стали AISI316(сталь типа Х17Н12М3).
Сталь 1Х18Н9Т. После аустенизации (закалка в воду от 1050–
1200 °С) в структуре стали присутствуют: аустенитная матрица
(твердый раствор легирующих элементов в γ-Fe); возможно незна-
чительное количество δ-феррита; первичные карбид титана TiC,
нитрид титана TiN или карбонитрид Ti(C, N). Кроме того, могут
присутствовать незначительные количества интерметаллидов −
феррит титана Fe
3
Ti и сульфид титана Ti
2
S. Основные фазовые вы-
деления − TiC, TiN или Ti(C, N) располагаются как по границам,
так и внутри зерен аустенита.
Температурно-временная диаграмма структурных превращений
в сталях типа 1Х18Н9Т приведена на рис. 25.84.
При охлаждении из жидкой фазы кристаллизуется аустенит и
δ-феррит. Составы их существенно различаются: в δ-феррите
больше растворены ферритообразующие элементы (Cr, Ti), чем в
аустените, и, наоборот, в аустените больше растворены аустенито-
стабилизирующие элементы (С, N, Ni). Кроме того, формируются
первичные TiC, TiN, (Fe
3
Ti), (Fe
2
S) (область выше АВ). При охла-
ждении при температурах АВ δ-феррит начинает превращаться в
аустенит (δ → γ). Область между ОР и АВ характеризуется твердым
раствором легирующих элементов в стабильном аустените (γ) и
метастабильном δ-феррите, а также первичными TiC, TiN, (Fe
3
Ti),
(Ti
2
S).
В температурной области между РТ и ОР при длительной вы-
держке (старении) происходят различные структурные превраще-
ния − выделяются вторичные фазы. При температурах и временах,
соответствующих линии CD, начинают распадаться δ-феррит и
аустенит. Продуктами распада δ-феррита являются карбиды Сr
23
С
6
,
σ-фаза (FeCr) и новый аустенит (γ). Время полного распада
δ-феррита определяется линией MN.
При температуре и времени, соответствующих линии EF, начи-
нается выделение частиц вторичной фазы Fe
3
Ti из аустенита. Вы-
деление σ-фазы из аустенита начинается значительно позже, чем из
430
δ-феррита, причем σ-фаза сначала выделяется по границам зерен,
затем по плоскостям двойникования и позже − внутри зерен аусте-
нита.
Рис. 25.84. Диаграмма структурных превращений в сталях типа 1Х18Н9Т
Выделение карбидов начинается при достаточно низкой темпе-
ратуре (около 400−500 °С), но вследствие малой скорости диффу-
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)