METODAAA_33__33__33_0001

закалённого (пересыщенного) твёрдого раствора приводит к его распаду, происходящему в несколько стадий.

Прежде всего, внутри твёрдого раствора происходит перераспределение атомов алюминия и титана, приводящее к локальным обогащениям этими примесями. Этот процесс наблюдается не только при низких температурах отпуска, но даже в процессе закалочного охлаждения. Поэтому подавление этого процесса очень быстрым охлаждением при закалке нежелательно.

Следующая стадия заключается в появлении в местах, где повысилась концентрация атомов алюминия и титана, как бы второй фазы. На какой-то стадии старения можно уже рентгенографически определить наличие двух фаз с одинаковой кристаллической решёткой, но несколько отличающимися друг от друга параметрами решётки. Принято называть, обеднённую алюминием и титаном, у-фазой, а обогащенную (выделившуюся) - у'-фазой.

Если первый процесс, т.е. перераспределение алюминия и титана внутри решётки твёрдого раствора, наблюдается в процессе закалочного охлаждения и в процессе отпуска при 500... 600 °С, то при 600... 850 °С наблюдается появление у'- фазы, размер частиц и состав которой зависит от температуры и продолжительности отпуска (старения).

Максимальная твёрдость и количество у'-фазы после 100 ч старения почти совпадают и относятся к температуре старения 750.. .775 °С.

Таким образом, при старении закалённого сплава образуется интерметаллидная у-фаза типа №3 (Ti, А1), когерентно связанная с основным у- раствором, а также карбиды TiC, Сг2зСб и нитриды TiN, увеличивающие прочность при высоких температурах. Высокая прочность у состаренного нимоника связана с образованием большого количества (обычно до 20%), вторичной фазы, когерентно связанной с маточным твёрдым раствором. Эта когерентная связь, в свою очередь, вызывает дробление блоков у-твёрдого раствора. Малая же скорость разупрочнения связана с малой диффузионной подвижностью атомов алюминия и титана при высоких температурах вследствие высоких значений сил межатомных связей в решётках у-у-фаз.

При температурах 700...800 °С скорость роста частиц второй фазы мала, но при 850...900 °С - уже значительна, что определяет температурный и временной предел применения этих сплавов. Предельная температура работы сплавов на никелевой основе может составлять около 0,8 ТдлПри более высоких температурах происходит коагуляция и растворение у-фазы в у-растворе, что сопровождается сильным снижением жаропрочности. Хром и кобальт понижают, а вольфрам повышает температуру полного растворения у-фазы. Увеличение содержания Al, W и дополнительное легирование сплава Nb, Та, V позволяет повысить их рабочую температуру. Дальнейшее увеличение жаропрочности достигается легированием сплавов 2,0... 11 % Мо и 2,0... 11 % W, упрочняющим твёрдый раствор, повышающим температуру рекристаллизации и затрудняющим процесс диффузии в твёрдом растворе, определяющим коагуляцию избыточных фаз и рекристаллизацию. Добавление к сложнолегированным сплавам 4... 16 % Со

213

ещё больше увеличивает жаропрочность и технологическую пластичность сплавов. Для упрочнения границ зёрен у-раствора сплав легируют бором и цирконием. Они устраняют вредное влияние примесей, связывая их в тугоплавкие соединения. Примеси серы, сурьмы, свинца и олова понижают жаропрочность сплавов и затрудняют их обработку давлением. Поэтому для повышения жаропрочности при выплавке жаропрочных сплавов нужно применять более чистые шихтовые материалы, свободные от вредных легкоплавящихся примесей (Pb, Bi, Sn, Sb и S).

Для обеспечения высокой жаропрочности никелевые сплавы должны иметь структуру крупнозернистого у-твёрдого раствора и равномерно распределённую у'-фазу. Разнозернистость (т.е. наличие крупных и мелких зёрен), преимущественное выделение у'-фазы по границам зёрен, сохранение наклёпа (например, наклёпанного слоя, полученного при обработке резанием) приводит к

Для контроля твёрдости и металлографического анализа микроструктуры предлагаются термически обработанные образцы аустенитных сплавов на никеле­ вой основе: ХН77ТЮР (ЭИ437Б) и ХН51ВМТКЖФР (ЭП220). Это сплавы с интерметаллидным механизмом упрочнения. Оба сплава имеют низкое содержание углерода, ограниченное содержание Mn, Si, Fe, Р, S. Исходя из химического со­ става в сплаве ХН77ТЮР образуется интерметаллид (Ni, Fe, Cr)3(Ti, А1) с темпе­ ратурой растворения 1050... 1150 °С; в сплаве ХН51ВМТКЖФР - (Fe, Co)7(W, Мо)б с температурой растворения 1200... 1300 °С (табл. 2.9.1).

Сплав ХН77ТЮР (так называемый нимоник 80) наиболее широко используе­ мый. После закалки с 1080... 1100 °С сплав имеет структуру, состоящую из пере­ сыщенного у-раствора с г.ц.к. решёткой. Сплав обладает небольшой прочностью, но высокой пластичностью, позволяющей осуществлять глубокую штамповку, гибку и профилирование. Сплав удовлетворительно сваривается. После закалки и старения при 700 °С сплав получает высокую жаропрочность. Основной фазойупрочнителем в этом сплаве является у'-фаза в виде №з(Тл, А1).

Предлагается определить твёрдость и проанализировать структуру сплавов:

-только в закалённом состоянии;

-после закалки и старения.

Сплав ХН51 В М Т К Ж Ф Р обладает хорошей жаропрочностью и достаточной пластичностью при 700...800 °С. Применяется после двойной закалки: темпера­ туры нагрева под закалку, выдержки и условия охлаждения, также как температу­ ра второй закалки для сплава ХН51ВМТЮКФР и старения назначаются в соот­ ветствии с режимами термической обработки по НТД - ГОСТ 22838 «Прутки го-

214

рячекатаные и кованые из жаропрочных сплавов. Технические условия» (табл. 2.9.2).

Термическая обработка сплавов преследует цель более равномерного распре­ деления мельчайших частиц интерметаллидной упрочняющей фазы по сравнению с деформированным металлом. В случае, аустенитного сплава (без превращений при комнатной температуре) температура нагрева под закалку определяется тем­ пературой растворения интерметаллидных фаз.

Выдержка при температуре нагрева должна быть достаточной, чтобы получить максимально легированный твёрдый раствор аустенита вследствие растворения интерметаллидных фаз - пересыщение. Вторая закалка и старение позволяют управлять процессом выделения интерметаллидных фаз: стандартная температура и время выдержки приводят к выделению интерметаллидной фазы определённого состава и соответствующего количества. Различие в количестве фазы может быть обусловлено некоторым различием химического состава разных плавок - содер­ жанием элементов, ответственных за образование интерметаллидных фаз - коле­ банием в их содержании в пределах марочного состава сплавов.

В столбце «Характеристика микроструктуры образцов сплавов» (табл. 2.9.3) необходимо отметить выявляемость при травлении металлографических образцов структуры после различных режимов термической обработки образцов, размер зерна (хЮО) - мелкое, крупное, однородность по величине зерна в пределах шли­ фа, наличие разнозернистости; состояние границ зерна (х300...500) - тонкие, сплошные, прерывистые; выделение интерметаллидных фаз - строчечное или по границам, так и по объёму зерна, интенсивность выделения фаз.

Оформление отчёта об исследовании

1.Твёрдости материалов до термообработки.

2.Охарактеризовать, по данным твёрдости и химическому составу механиче­ ские свойства сплавов (по учебно-исследовательской работе № 5).

3.Предложить режимы термической обработки для предложенных сталей и объяснить различие по температуре нагрева, по продолжительности выдержки, при нагреве под закалку, наличие второй закалки у сплава ХН51ВМТКЖФР, по температуре и продолжительности старения.

4.Твёрдость после различных режимов термообработки образцов сплавов и твёрдость сплавов между собой.

5.Охарактеризовать свойства сплавов, исходя из размера зерна после различ­

ных режимов термообработки образцов (по учебно-исследовательской работе

№3), и дать качественную оценку микроструктуре сплавов.

6.Проанализировать интенсивность выделения интерметаллидной фазы после различных режимов термообработки образцов сплавов.

Результаты замеров твёрдости и металлографического анализа микрострукту­ ры термически обработанных образцов сплавов рекомендуется свести в табл. 2.9.3.

215

Режимы термической обработки, нормы механических свойств и твёрдости дисперсионно твердеющих никелевых сплавов

216

217

Контрольные вопросы

1.Дать характеристику жаропрочным аустенитным сплавам на никелевой основе.

2.Что понимается под жаростойкостью? Объяснить механизм повышения окалиностойкости сталей.

3.Что понимается под жаропрочностью и механизмы её повышения?

4.Каковы механизмы упрочнения аустенитных жаропрочных сталей и спла­

вов?

5.С какой целью проводится термообработка сплавов на никелевой основе?

6.Каким образом определяется температура нагрева (закалки) сплавов на ни­ келевой основе и чем объяснить длительность выдержки при нагреве (под закал­ ку) сплавов на никелевой основе?

7.Чем обусловлено различие в температуре нагрева (под закалку), продолжи­ тельность выдержки при нагреве для сплавов ХН77ТЮР (ЭИ437Б) и ХН51ВМТЮКФР (ЭП220)?

8.Чем объяснить необходимость проведения второго нагрева (закалку) для сплавов ХН51ВМТЮКФР?

9.Чем обусловлены различие в температуре нагрева (под закалку), продолжи­ тельность выдержки при старении для сплавов ХН51 ВМТЮКФР?

10.Как определить максимально возможный разогрев деталей из сплавов ХН77ТЮР (ЭИ437Б) и ХН51 ВМТЮКФР (ЭП220) в процессе эксплуатации рабо­ чих лопаток авиационных двигателей без изменения в структуре и свойств?

2.10.Учебно-исследовательская работа № 10. Металлографические

методы определения содержания ферритной фазы в аустенитных нержавеющих сталях, карбидной неоднородности, карбидной сетки в инструментальных сталях

Цель работы

Данная работа предполагает:

-изучение металлографических методов определения содержания ферритной фазы в аустенитных нержавеющих сталях;

-изучение металлографических методов определения карбидной неоднород­ ности, карбидной сетки в инструментальных сталях;

-приобретение практических навыков при работе на металломикроскопах по определению содержания ферритной фазы, карбидной неоднородности и карбид­ ной сетки, и анализа микроструктуры.

Основные положения

Нержавеющие хромоникелевые стали

Эта группа сталей имеет широкое применение в промышленности и занимает наибольший удельный вес в производстве нержавеющих сталей. Хромоникелевые

218

стали, используются в виде поковок, сортового и листового проката, горячеката­ ных и холоднокатаных труб, фасонных профилей и литья в авиационной и атом­ ной технике, в химической промышленности и энергетике, а также в других са­ мых различных областях техники.

Основой группы хромоникелевых сталей являются, аустенитные стали типа 18-8: 00Х18Н10, 0Х18Н10, 0Х18Н11, 10Х18Н9, 20Х18Н9; стали, стабилизиро­ ванные титаном: 00Х18Н10Т, 0Х18Н10Т, 12Х18Н9Т, 12Х18Н10Т, 12Х18Н12Т, 10Х17Н13М2Т, 0Х17Н16МЗТ, 10Х17Н13МЗТ и ниобием: 08Х18Н10Б, 00Х16Н15МЗБ, 0Х16Н15МЗБ и др. Стали этого типа отличаются содержанием углерода, влияющим на их коррозионную стойкость.

Низкоуглеродистая сталь используется в качестве электродной проволоки для сварки хромоникелевых сталей. При содержании углерода до 0,06 % сталь можно подвергать кратковременному нагреву в зоне температур 550...650 °С без допол­ нительной термообработки. Хромоникелевые аустенитные стали широко исполь­ зуются для аппаратуры в химической промышленности, в виде печной арматуры, теплообменников, патрубков и коллекторов выхлопных систем.

Стали, стабилизированные титаном, используются в средах высокой агрессив­ ности для изделий, работающих при температурах до 600 °С, а также для изготов­ ления сварной аппаратуры для авиационной и судостроительной промышленно­ сти.

Стабилизированные ниобием стали рекомендуются для использования в сре­ дах высокой агрессивности, а также как присадочный материал для сварки хро­ моникелевых сталей.

Хромоникелевые стали, стабилизированные титаном и содержащие молибден, применяются в специфических средах: кипящей серной, фосфорной, муравьиной, уксусной кислотах, сульфитном щелоке, горячем растворе белильной извести

идр.

Всостоянии после закалки хромоникелевые стали обладают высокими пла­ стическими свойствами. С увеличением содержания углерода (в пределах мароч­ ного) и азота повышаются прочностные свойства, как в закалённом, так и соста­ ренном состоянии, при этом, чем выше температура закалки (950... 1150 °С), тем меньше прочность и твёрдость, и выше пластичность. При холодной деформации в зависимости от степени обжатия происходит значительный рост предела проч­ ности, текучести и твёрдости, пластические свойства снижаются, но сохраняются на достаточно высоком уровне. При холодной деформации происходит также из­ менение магнитных свойств, связанных с превращением аустенита, особенно у низкоуглеродистой стали.

Углерод в аустенитных хромоникелевых сталях находится в твёрдом растворе в виде фаз внедрения или в степени дисперсности.

При нагреве стали происходит выделение карбидов, преимущественно карби­ дов хрома - С Г 2 3 С 7 , которое начинается при 400...500 °С и заметно проходит при 600...700 °С. Наиболее интенсивно этот процесс идёт при 800...900 °С, а при бо­ лее высоких температурах наряду с коагуляцией карбидов происходит обратный процесс перехода карбидов в твёрдый раствор. Эти процессы следует обязательно

219

учитывать, так как они существенно влияют на механические свойства и коррози­ онную стойкость стали.

В присутствии титана и ниобия переход карбидов в твёрдый раствор происхо­ дит при более высоких температурах.

Аустенитные хромоникелевые стали всегда имеют определённое количество ферритной фазы: оно определяется конкретным соотношением элементов в пре­ делах марочного состава стали.

При содержании ферритообразующих элементов: Si, Ti, Nb, Mo, Al, Cr - бли­ же к верхнему пределу, аустенитообразующих: С, Mn, Ni, Си, В, N - ближе к нижнему пределу - количество феррита будет минимальным. Кроме того, на ко­ личество феррита в стали влияет высокотемпературный нагрев под деформацию: по данным одних авторов возможно появление в структуре стали высокотемпера­ турной ферритной фазы - 8-феррита; по данным других авторов вследствие высо­ кой подвижности атомов углерода происходит выравнивание углерода, что спо­ собствует превращению феррита в аустенит.

Действие элементов на фазовый состав Cr-Ni сталей по данным различным авторов неравнозначно.

Предположен ряд формул, учитывающих влияния элементов на фазовый со­ став стали. Так, для расчёта количества никеля, необходимого для получения ста­ ли с полностью аустенитной структурой, Пост и Эберли предложили формулу

Для сварочных операций и литого металла предложена следующая формула:

% Ni = 1,1 (% C r + % Мо+1,5 % Si+1,5 % Nb)-0,5 % Mn-30 % С+8,2. (2.10.2)

Фишманом предложена эмпирическая зависимость содержания феррита в бал­ лах от состава стали 18-8:

Ф, балл = l,0%Si+0,5%Cr+l,64%Ti-10,86%C-0,29%Ni-0,08%Mn-4,64. (2.10.3)

Приведённые формулы не являются всеобъемлющими и пригодны лишь для конкретных условий производства. Кроме формул, для определения количества феррита пользоваться номограммами.

Для определения структуры стали по химическому составу удобно пользо­ ваться диаграммами: диаграмма Шеффлера позволяет определить структуру не­ ржавеющих хромоникелевых сталей в литом состоянии; диаграмма Мауэра - для быстроохлаждённых с высоких температур Cr-Ni сталей.

Наличие ферритной фазы в структуре хромоникелевых сталей приводит к снижению прочностных характеристик стали; вследствие различной склонности к межкристаллитной коррозии аустенитной и ферритной фаз в термически обрабо­ танном состоянии понижает коррозионную стойкость изделий, особенно в тонком сечении и отрицательно сказывается при пайке изделий из ленты хромоникелевых сталей. Поэтому на металлургических заводах ведён контроль содержания фер­ ритной фазы в сортовом прокате, а также кованной и катанной заготовке для лис­ та (сутунке).

220

Методы контроля ферритной фазы

Метод визуального сравнения. Определение содержания ферритной фазы в хромоникелевых нержавеющих сталях типа 18-8 осуществляется по ГОСТ 1187866 «Сталь. Метод выявления и определения содержания ферритной фазы в струк­ туре стали».

По ГОСТ 11878-66 содержание ферритной фазы определяется визуальным и электромагнитным методами.

Для этой цели из прутков сортового проката вырезаются образцы - четвертин­ ки - от центра заготовки до поверхности после термической обработки в соответ­ ствии с НТД готовят шлифы с продольным направлением волокна и травят одним из рекомендуемых ГОСТ 11878-66 реактивом. Возможно также выявление фер­ ритной фазы в структуре образцов путём электролитического травления реакти­ вами: 10 %-ным водным раствором щавелевой кислоты или по 8,5 г/л дистилли­ рованной воды сернокислого аммония и лимонной кислоты. Путём просмотра в микроскоп всей площади шлифа при увеличении х280...320 и диаметре поля зре­ ния 0,39...0,43 мм отмечают места с максимальным содержанием ферритной фазы и сравнивают их с эталонным изображением шкал.

Шкалы по ГОСТ 11878-66 выполнены в виде двух рядов фотографий. По ним можно оценить структуру прутков кр., кв. 80...270 мм, а также кованной и катан­ ной заготовки для листа.

Предполагалось для прутков мелкого размера сделать отдельную шкалу.

1-й ряд фотографий выполнен для прутков с большей степенью деформации: зерна ферритной фазы тонкие и имеют плотное расположение. 2-й ряд фотогра­ фий выполнен для прутков с меньшей степенью деформации - на них зёрна фер­ рита более широкие.

Первый балл соответствует содержанию ферритной фазы в 3 %. От балла к баллу (шкала пятибалльная) идёт увеличение содержания ферритной фазы по за­ кону геометрической прогрессии с коэффициентами: 2; 3,0; 6,0; 12,0; 24,0; 48,0. Возможна оценка фазы в 0,5; 1,5; 2,5 и 3,5 балла.

Количество оценённых образцов должно быть не менее двух. При неудовле­ творительных результатах контроля переиспытания проводятся на удвоенном ко­ личестве образцов.

Электромагнитный метод. Контроль содержания ферритной фазы электро­ магнитным методом проводятся на приборе «Ферритометр» (обычно прибор ФВД-2). Суть метода состоит в том, что сила притяжения - ферритная фаза явля­ ется магнитной - магнита d~l,0 мм уравновешивается электрическим током, ве­ личину которого показывает прибор - милливольтметр. Показания прибора в mV соответствуют определённому содержанию ферритной фазы в баллах. Градуиров­ ка шкалы «mV-балл» произведена на основании визуальной оценки металлогра­ фических шлифов по ГОСТ 11878-66.

221

Точечный метод Глаголева. Для количественной оценки содержания ферритной фазы в литой стали, в доэвтектоидных феррито-перлитных сталях, а также в исследовательских целях применяется точечный метод Глаголева.

Впервые метод полуколичественной оценки структуры металлографических шлифов был предложен П.П. Аносовым (1841 г.), который разделял булатную сталь на пять сортов по виду узора: полосатый, струистый, волнистый, сетчатый, коленчатый.

Отдельные методы строго количественного определения того или иного пара­ метра структуры также появились давно, но приоритет их разработки и примене­ ние принадлежит петрографии.

Точечный метод количественного анализа был предложен в 1931 г. А.А. Гла­ голевым для оценки структуры горных пород.

Сущность точечного метода применительно к количественному анализу сво­ дится к передвижению шлифа в поле зрения микроскопа, при этом в каждом но­ вом положении шлифа отмечается, какая именно из структурных составляющих находится в точке пересечения окуляра с крестом нитей.

Соблюдение определённой геометрической закономерности расположения то­ чек совершенно необязательно, если выполняется основное требование - равно­ мерность распределения точек по всей площади шлифа.

Вметаллографической практике для анализа структуры металла точечный ме­ тод был впервые использован С.А. Салтыковым в 1939 г., а за рубежом - в 1947 г. Говардом и Когеном, которые впервые провели сравнительное исследование оце­ нок структурного состава визуально, точечным и линейным способами.

Точность и достоверность результатов анализа, проведённым точечным мето­ дом для заданной структуры, однозначно определяются общим количеством то­ чек, подсчитанных в процессе анализа. В отличие от линейного метода, где для определения оценки точности пользуются эмпирическими и полуэмпирическими формулами, в случае точечного анализа геометрическая вероятность попадания случайной точки на ту или другую структурную составляющую легко поддаётся расчёту. Поэтому, основываясь на данных теории вероятностей, и в частности, на теореме Лапласа, можно расчётным способом определить условия анализа, обес­ печивающие получение погрешности, не превышающей заданную с заранее обу­ словленной достоверностью.

Вметаллографической практике определение содержания ферритной фазы (%) производят при увеличении х280...320 с окуляром х7 с сеточкой, имеющей 289 узлов пересечения.

Вкаждом поле зрения подсчитывается количество точек, попавших на ферритную фазу. Среднее количество точек а по п полям зрения будут составлять х % от общего количества точек пересечения 289, которые соответствуют 100 %.

а

х% = ферритной фазы = —— -100 (2.10.4) 289

Точечный метод определения % ферритной фазы в аустенитных нержавеющих сталях широко используется в практике исследовательских лабораторий и хорошо

222