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
441
χ- и λ-фаз, приводящее к обеднению матрицы хромом и молибде-
ном. Замедление образования интерметаллидных фаз по сравнению
с выделением карбидов может быть вызвано меньшей диффузион-
ной подвижностью элементов, входящих в интерметаллидные фа-
зы, чем элементов, составляющих карбид М
23
С
6
.
Рис. 25.91. Частицы фазы Лавеса в стали 316L, состаренной при 730 °С, 1500 ч
Рис. 25.92. Схематическая диаграмма фазовых реакций при старении
коррозионно-стойких сталей 316 и 316L:
λ − (Fe
2
Mo); σ − (Cr, Mo)(Fe, Mo); χ − (Cr, Fe, Mo)
18
C
После выделения некоторого количества χ-, σ- и λ-фаз раство-
римость углерода в аустените, обедненном молибденом и хромом,
возрастает, что приводит к обратному растворению части выде-
лившихся карбидов М
23
С
6
(см. рис. 25.92) и переводу его состав-
ляющих (Сr, Fe, Ni, Mo, С) в твердый раствор. Из-за низкой диффу-
442
зионной подвижности металлических составляющих карбидов об-
разуются локальные области, обогащенные Сr и Мо, которые, в
свою очередь, служат местами дальнейшего зарождения
χ- и
σ-фаз.
В малоуглеродистой стали (316
L) интерметаллидные χ- и
σ-фазы образуются непосредственно из матрицы на высокоэнерге-
тических межфазовых границах при температуре старения
Т ≥ 900 °С, когда концентрация углерода ниже предела раствори-
мости. В высокоуглеродистой стали (316) предел растворимости
углерода перемещается в область более высоких температур, рас-
ширяя интервал стабильности карбида. При температурах
800
−850 °С образование интерметаллидов значительно заторможе-
но вследствие того, что требуется достаточно времени для сниже-
ния концентрации углерода в матрице до уровня, позволяющего
формирование этих фаз. Старение при температурах выше темпе-
ратуры стабильности карбида не приводит к формированию
интерметаллидных фаз вплоть до очень длительных времен вы-
держки (
τ≥ 1500 ч), так как содержащийся в твердом растворе уг-
лерод предотвращает или сильно тормозит зарождение интерме-
таллидных фаз.
Сталь 0Х16Н15М3Б (ЭИ-847). В отличие от стали 1Х18Н9Т (и
других близких композиций 0Х18Н10Т, 12Х18Н10Т и т.д.) в стали
09Х16Н15М3Б наблюдается только аустенит, отсутствует превра-
щение
δ
γ при высокой температуре. Это обусловлено в основном
повышенным содержанием Ni (примерно до 15 % по сравнению с
9 % в стали 1Х18Н9Т). От американской стали 316 отечественная
сталь типа Х16Н15М3Б отличается добавкой Nb и большим содер-
жанием Ni. Другая близкая модификация
− это сталь Х16Н15М3БР,
отличающаяся небольшой добавкой бора (см. табл. 25.34).
В целом вид диаграммы распада и основные избыточные фазы
стали 09X16Н15М3Б такие же, как и для рассмотренной выше ста-
ли 316 (см. рис. 25.85
−25.87).
После аустенизации (при 1050
−1200 °С в течение 0,5−1 ч, охла-
ждение в воде или на воздухе) твердый раствор пересыщен в отно-
шении Cr, Mo, Nb, С и т.д. Однако наличие сильного карби-
дообразующего элемента (Nb) существенно влияет на структуру: в
сталях Х16Н15М3Б и Х16Н15М3БР сохраняются нерастворив-
443
шиеся при температуре аустенизации первичные карбонитриды
или карбонитробориды типа Nb(С, N) или Nb(С, N, В), что не
наблюдалось в сталях 316 и 316
L. Эти частицы чаще всего имеют
вид кубов с округленными вершинами (размером 0,1
−0,5 мкм),
распределены преимущественно в зерне относительно равномерно
по всей матрице.
Первичные карбонитриды сохраняются в структуре сталей дли-
тельное время практически неизменными и после дальнейших вы-
держек при температурах старения (выделения типа I на
рис. 25.93). Изменение общего количества избыточных фаз в этой
стали в зависимости от длительности старения приведено на
рис. 25.94, а характеристики этих фаз
− в табл. 25.42.
Карбид М
23
С
6
(выделения типа II на рис. 25.93). В отличие от
стали 316 (без Nb) в стали 09Х16Н15М3Б, стабилизированной нио-
бием, сложный карбид М
23
С
6
выделяется только по границам зерен
(как и в малоуглеродистой стали 316
L), образуя вдоль них вытяну-
тые характерные цепочки. Выделения данной морфологии этого
карбида могут привести к охрупчиванию стали, которое увеличи-
вается по мере возрастания коэффициента заполнения границ.
Кроме того, при невысоком отношении Nb/C формирование на
границах карбидов М
23
С
6
может привести к обеднению пригранич-
ных областей хромом, следовательно, к межкристаллитной корро-
зии этой стали в пароводяных и других агрессивных средах.
Рис. 25.93. Структура стали 09Х16Н15МЗБ после старения
при 700 °С, 2000 ч (Ю.Н. Сокурский и др.)
444
Таблица 25.42
Характеристика фаз в стали 09Х16Н15М3Б
Фаза
Тип
решетки
Параметры
решетки, нм
Состав фазы, %
Типичная
форма
частицы
Размер
частицы,
мкм
γ-фаза
(матрица)
ГЦК
a
=
0,3560÷0,3595
С Cr Ni Mo
0,06 16 15 3
Nb
0,5
− −
Nb(C, N) ГЦК
а
=
0,4360÷0,4437
Мо С N
5 10 1
Nb
остальное
Куб с округ-
лыми верши-
нами
0,1−0,8
M
23
C
6
ГЦК
а = 1,064÷1,069
Cr Fe Mo С
60 23 12 5
Цепочки
вдоль границ
зерен
0,2−2
М
6
С ГЦК
a ≈ 1,09
−
Бесформен-
ные выделе-
ния в тройных
точках и на
границах зе-
рен
>
2
λ-фаза
(Лавеса)
Гексаго-
нальная
(ГПУ)
а = 0,470÷0,476
с = 0,766÷0,790
Fe Cr Mo Nb
40 15 40÷35 5÷10
Прутикооб-
разная
d
=
0,1÷0,5
l
=
0,4÷2,0
σ-фаза
Тетраго-
нальная
а
=
0,8811÷0,8840
с
=
0,4538÷0,4635
Сr Mo Ni
25÷28 5÷7 5÷7
Nb Fe
0,8÷1,2 остальное
Различные: от
прутикооб-
разных до
глобуло-
образных
∼10
χ-фаза
Сложная
кубиче-
ская типа
α-Мn
a
=
0,889÷0,890
Сr Mo Ni
20÷21 12÷13 3÷5
Nb Fe
2 остальное
То же
∼10
CrS ГПУ
a ≈ 1,27; с ≈ 1,14
−
Пластинчатая
−
445
Рис. 25.94. Изменение общего количества избыточных фаз (∆т)
в стали 09XI6H15М3Б (массы осадка после электролитического растворения
металлической матрицы) и количества Fe, Сr, Мо, Nb (соответственно N
Fe
, N
Cr
,
N
Mo
, N
Nb
), перешедших в избыточные фазы, в зависимости от длительности
старения при 650 °С (Ю.Н. Сокурский и др.)
Скорость коагуляции карбида М
23
С
6
более чем в 30 раз превы-
шает скорость коагуляции карбонитрида ниобия и фазы Лавеса.
Процесс завершается образованием на границах зерен и в тройных
точках крупных частиц М
23
С
6
, которые превращаются последова-
тельно в М
6
С, σ- и χ-фазы.
С течением времени количество Fe, Cr, Мо и Nb, перешедших в
избыточные фазы, сильно меняется (см. рис. 25.94). Карбид хрома
Cr
23
С
6
растворяет некоторое количество Fe и Мо (см. табл. 25.42), в
результате чего в стали типа Х16Н15М3Б он обычно представляет
собой карбид типа (Cr, Fe, Mo)
23
C
6
, а в стали Х16Н15М3БР с бо-
ром
− (Cr, Fe, Mo)
23
(C, B)
6
.
Карбонитрид Nb(C, N) (выделения типа I на рис. 25.93). Как бы-
ло отмечено выше, этот карбонитрид присутствует в структуре
446
аустенизированной стали как первичное выделение. Особенностью
стали Х16Н15М3Б по сравнению со сталью 316 при старении явля-
ется выделение в теле зерна вместо фазы М
23
С
6
другой упрочняю-
щей фазы
− мелких частиц (∼
0,05 мкм) вторичных карбонитридов
ниобия Nb(C, N), которые зарождаются на дефектах структуры
(дислокациях) в теле зерна. Эти выделения являются эффективной
упрочняющей фазой.
С течением времени небольшая часть атомов Nb замещается
атомами Мо (см. табл. 25.42), в связи с чем карбонитрид в стали
Х16Н15М3Б представляет собой (Nb, Mo)
(C, N), а в стали
Х16Н15М3БР
− карбонитроборид (Nb, Mo) (C, N, B).
Карбид М
6
С (выделения типа V на рис. 25.93). Выделения этой
фазы образуются после длительных выдержек по границам зерен, и
особенно на тройных точках. В стали Х16Н15М3Б этот карбид мо-
жет растворять Fe, Mo, Nb, немного Ni, в связи с чем его можно
представить в виде (Cr, Fe, Mo, Nb, Ni)
6
C. Однако точный состав
карбида М
6
С можно определить лишь для конкретной стали, кон-
кретных температур и времени старения, так как в зависимости от
этих параметров содержание элементов в карбиде М
6
С значительно
изменяется.
Фаза Лавеса Fe
2
(Mo, Nb) (выделения типа III и IV на рис. 25.93).
На более поздних стадиях старения в стали Х16Н15М3Б наблюда-
ются выделения прутикообразной формы, которые зарождаются на
остаточных карбонитридах ниобия в виде вытянутых игл. С тече-
нием времени карбонитриды Nb(C, N) полностью обволакиваются
фазой Лавеса и постепенно в ней растворяются. Выделения фазы
Лавеса, так же как и мелких карбонитридов, в процессе старения
практически не укрупняются, что делает их эффективной упроч-
няющей фазой, благотворно влияющей на длительную прочность
стали.
Фаза Лавеса растворяет значительное количество Cr (см.
табл. 25.40), в связи с чем в стали Х16Н15М3Б она имеет состав
(Fe, Cr)
2
(Mo, Nb).
σ-Фаза и χ-фаза (см. табл. 25.42). Количество σ- и χ-фаз в стали
ЭИ-847 регламентированного состава даже после весьма длитель-
ного старения (более 1600 ч при 750 °С) не превышает 3
−4 %, что
не представляет опасности с точки зрения охрупчивания. Следует,
однако, учесть, что скорость выделения этих фаз увеличивается
447
при измельчении зерна и при переходе от аустенизированного со-
стояния к холодно-деформированному в тем большей степени, чем
больше измельчение зерна и выше степень обжатия.
Морфология выделения
σ- и χ-фаз была рассмотрена выше на
примере стали 316. Их вид может распространяться от прутикооб-
разных до глобулообразных массивных частиц (рис. 25.95). Обыч-
но
σ-фазу в сталях обозначают как FeCr. Однако она растворяет
большое количество других элементов, поэтому состав
σ- и χ-фаз в
стали Х16Н15М3Б можно представить в виде (Fe, Ni)(Cr, Mo, Nb) с
различным соотношением
входящих в них атомов (см.
табл. 25.42).
Кроме установленных
точно и практически важ-
ных фаз в структуре соста-
ренной стали типа
Х16Н15М3Б может при-
сутствовать и небольшое
количество других выделе-
ний, которые, однако, не
имеют практического зна-
чения в связи с их незначи-
тельным содержанием. Например, некоторые исследователи указы-
вают на формирование выделений пластинчатой формы, иденти-
фицированных как сульфид хрома CrS (см. табл. 25.42).
При высоких значениях отношений Nb/C > 6 в аустените оста-
ются растворенными 20
−25 % введенного Nb и, следовательно,
имеется возможность выпадения содержащих ниобий интерметал-
лидных фаз. Действительно, многие исследователи после старения
этой стали в интервале 600
−900 °С обнаружили образование фер-
рониобида Fe
3
Nb. Количество Fe
3
Nb увеличивалось с повышением
отношения Nb/C в стали.
Улучшение служебных характеристик и снижение стоимости
гомогенных сталей обычно связывают с направлениями исследова-
ний, такими, как:
1) оптимизация состава, в частности частичная замена Ni на Мn
и N, использование различных видов термомеханических обрабо-
Рис. 25.95. Выделения σ-фазы в стали
09Х16Н15М3Б, состаренной
при 700 °С, 2000 ч
448
ток (например, наклеп или другие виды горячей и холодной де-
формации);
2) регулировка размера зерна (например, при
Т > 600 °С дли-
тельная прочность и сопротивление ползучести у крупнозернистых
сталей выше, чем у мелкозернистых);
3) более широкое использование микролегирования бором и
РЗМ;
4) усовершенствование технологии выплавки, обработки давле-
нием и режимов термообработки;
5) тщательная отработка и контроль технологии изготовления
сталей;
6) контроль по вредным примесям и т.д.
25.7.4. Стали с карбидным упрочнением
Основу сталей с карбидным упрочнением составляет Cr
−Ni или
Cr
−Ni−Mn-аустенит. Жаропрочные и технологические свойства
сталей этого типа достигаются введением большого количества
углерода (0,3
−0,5 %) и комплексным легированием карбидообра-
зующими элементами V, Nb, W, Mo и др. Относительно высокие
жаропрочные свойства сталей этого типа (см. табл. 25.38) обуслов-
лены двумя основными факторами: многокомпонентным легирова-
нием матрицы и субмикроскопической тонкой структурой, обра-
зующейся при выделении карбидных фаз.
Для обеспечения достаточного уровня сопротивления сталей к
окислению все они содержат не менее 12 % Сr (см. табл. 25.36).
Наиболее высокой жаропрочностью обладают чисто аустенитные
стали (без наличия α-фазы), в связи с этим количество аустенито-
стабилизирующих элементов (С, N, Ni, Mn и др.) должно быть та-
ким, чтобы при всех вариантах термической обработки обеспечи-
валось устойчивое аустенитное состояние.
Упрочняющими карбидными фазами в аустенитных сталях это-
го типа являются карбиды (карбонитриды) ванадия, ниобия и тита-
на, а также карбиды хрома (М
23
С
6
и М
7
С
3
). Так как карбиды TiC и
NbC растворяются в аустените лишь при температурах выше
1200 °С, а температура нагрева сталей под закалку не превышает
указанной температуры, то карбиды и карбонитриды TiC, Ti(C, N),
NbC, Nb(C, N) слабо участвуют в дисперсионном твердении, при-
449
сутствуя в сталях в основном в виде первичных выделений. Поло-
жительная роль этих фаз заключается в том, что они препятствуют
росту аустенитного зерна при нагреве под закалку, и в частности
образованию разнозернистости. Карбид VC наименее устойчив
среди других монокарбидов типа МС и начинает растворяться в
матрице при сравнительно низких температурах и уже выше
950
−980 °С компоненты карбида полностью переходят в твердый
раствор. При старении VC выделяется в высокодисперсном виде,
образуя структуру, характерную для непрерывного распада, и бла-
годаря устойчивой когерентной связи с матрицей в течение дли-
тельного времени сохраняет дисперсность, обеспечивая значитель-
ную долю упрочнения сталей при длительной эксплуатации.
Значительное упрочнение аустенитные стали приобретают в ре-
зультате выделения из твердого раствора (при старении или экс-
плуатации при повышенных температурах) карбидов хрома. Ос-
новным карбидом на основе Сr является карбид М
23
С
6
− сложный
карбид переменного состава, который в широком интервале кон-
центраций растворяет в себе Fe, Ni, V, W, Mo и др. (см. табл. 25.39
и 25.42).
Механические свойства, особенно длительная прочность и тер-
мическая стабильность, сталей данного класса зависят от темпера-
туры старения. При низкотемпературном старении (500
−600 °С)
упрочнение сталей за счет выделения карбидных фаз протекает
медленно, но с образованием большого количества частиц высокой
степени дисперсности. При этих режимах старения стали, несмотря
на высокую прочность, имеют низкую пластичность, возрастает
чувствительность к хрупкому разрушению, причем прочностные
свойства при изотермических выдержках непрерывно увеличива-
ются. С повышением температуры старения скорость процессов
выделения и коагуляции возрастает, достигается определенный
максимум упрочнения, положение которого зависит от состава ста-
ли (рис. 25.96). С целью получения наиболее выгодных с точки
зрения служебных свойств сталей для них применяют старение при
температурах на 100
−150 °С выше, чем рабочая температура
(стабилизация структуры)
, или двойное старение (низкотемпера-
турное + высокотемпературное). При двойной термообработке
применение низкотемпературного старения обеспечивает
равно-
мерное выделение упрочняющих фаз
; высокотемпературная стадия
450
служит для снятия
напряжений
, возни-
кающих на преды-
дущем этапе термооб-
работки.
По сравнению с го-
могенными сталями в
сталях с карбидным
упрочнением тонкое
распределение второй
фазы существенно по-
вышает жаропроч-
ность. Однако в ряде
случаев это преиму-
щество сохраняется
только для кратковре-
менного срока службы: при длительности эксплуатации более
100 ч избыточная упрочняющая фаза коагулирует, и тогда гомо-
генные стали по жаропрочности могут превзойти дисперсионно-
твердеющие стали. Поэтому задача создания высокопрочных и жа-
ропрочных сталей с карбидным упрочнением включает создание
стали с максимальным инкубационным периодом выделения фаз и
временем до начала их коагуляции. Один из основных путей
−
усложнение состава: чем сложнее карбидные фазы по составу, чем
легированнее аустенит стали, тем больше эффект упрочнения при
старении и медленнее разворачиваются процессы разупрочнения.
25.7.5. Стали с интерметаллидным упрочнением
Хромоникелевые стали с интерметаллидным упрочнением в от-
личие от сталей с карбидным упрочнением имеют ограниченное
содержание углерода, обычно не более 0,1 % (см. табл. 25.36), что-
бы не связывать легирующие элементы (Mo, W, Nb, Ti и др.) в кар-
биды, что привело бы к снижению жаропрочности. По этой при-
чине для получения устойчивой
γ-структуры стали должны содер-
жать значительное количество Ni, сбалансированное с содержани-
ем ферритостабилизирующих элементов.
Рис. 25.96. Зависимость твердости сталей
с карбидным упрочнением от температуры
старения при выдержке в течение 16 ч:
1 − сталь 37Х12Н8Г8; 2 − 37Х12Н8Г8МФБ
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)