Реферат

Пояснительная записка содержит: 47 страниц, 10 рисунков, 2 таблицы, 52 литературных источника.

В настоящей работе проводится исследования новых безуглеродистых коррозионностойких сталей на Fe-Cr-Ni основе с некоторым варьированием дополнительных легирующих элементов, обладающих высокой технологичностью и пластичностью, позволяющей проводить ИПД и сокращать число смягчающих отжигов.

Содержание

ВВЕДЕНИЕ 5

1 Литературный обзор 6

1.1 Особенности легирования коррозионностойких аустенитных сталей 6

1.2 Коррозионностойкие стали аустенитного класса 13

1.2.1 Стабильные аустенитные стали 13

1.2.2 Нестабильные аустенитные стали 15

1.3 Аустенитные стали с карбидным и интерметаллидным упрочнением 19

1.3.1 Стали с карбидным упрочнением 19

1.3.2 Стали с интерметаллидным упрочнением 20

1.4 Аустенитные стали, содержащие азот 24

1.5 Постановка задачи исследования 29

2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ 30

3 результаты эксперимента и их обсуждение 34

ВЫВОДЫ 42

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 43

Введение

Для производства изделий точного машиностроения, медицинской промышленности и других отраслей требуются высокопрочные коррозионностойкие стали функционального назначения.

В настоящее время марочный сортамент отечественных коррозионностойких сталей и сплавов представлен 63 марками, включенными в базовый ГОСТ 5632-72 и более чем 40 марками специального назначения, выпускаемыми по техническим условиям [1,2]. Это наиболее используемые на практике материалы различных структурных классов (мартенситного, аустенитного, ферритного и смешанных классов). Составы сталей, устойчивых к электрохимической коррозии, устанавливают в зависимости от среды, для которой они предназначаются. Эти стали можно разделить на два основных класса хромистые, имеющие после охлаждения на воздухе ферритную, мартенситно-ферритную или мартенситную структуру, и хромоникелевые, имеющие аустенитную, аустенитно-мартенситную или аустенитно-ферритную структуру [3]. Однако широко распространенные и применяемые в промышленности стали мартенситного класса (20Х13, 30Х13) имеют недостаточную высокую коррозионную стойкость, а стали аустенитного класса (12Х18Н10Т) пониженную технологичность, в результате чего возникает необходимость поиска рациональных составов сталей, удовлетворяющих комплексу требуемых свойств: высокой прочности и технологичности, хорошей теплостойкости и коррозионной стойкости. В данной работе предприняты попытки изучения и разработки технологии получения высокопрочных изделий в виде проволоки из новых безуглеродистых сталей аустенитного класса на Fe-Cr-Ni основе.

1 Литературный обзор

1.1 Особенности легирования коррозионностойких аустенитных сталей

Легирование коррозионностойких сталей и сплавов преследует достижение высокой коррозионной стойкости в рабочей среде (влажная атмосфера, морская вода, кислоты, растворы солей, щелочей, расплавы металлов и др.) и обеспечение заданного комплекса физико-механических характеристик.

Устойчивость против коррозии повышается при введении в состав стали хрома, никеля, алюминия, кремния. Эти элементы образуют непрерывную прочную оксидную пленку и повышают электродный потенциал, то есть увеличивают электроположительность стали.

Хром является основным легирующим элементом коррозионно-стойких сталей. Его содержание находится в пределах от 11 до 30 %. С ростом содержания хрома коррозионная стойкость стали растет. Легирование стали хромом приводит к уменьшению склонности аустенитного зерна к росту при нагреве, существенному увеличению ее прокаливаемости, а также к замедлению процесса распада мартенсита [3].

Кроме хрома в состав коррозионностойких сталей входит также никель. Он повышает коррозионную стойкость в слабо окисляющих или неокисляющих растворах химических веществ, а также стабилизирует аустенитную структуру и позволяет создать аустенитные хромоникелевые стали с высокой коррозионной стойкостью. Никель увеличивает пластичность и вязкость стали вследствие уменьшения сопротивления кристаллической решетки движению дислокаций, а также снижения энергии взаимодействия дислокаций с атомами внедрения. Кроме того, никель снижает температуру порога хладноломкости и уменьшает чувствительность стали к концентраторам напряжений; перечисленные факторы способствуют повышению сопротивления стали хрупкому разрушению. Использование никеля в качестве основы позволяет получить сплавы с высокой коррозионной стойкостью в сильных агрессивных кислотах [4].

При создании коррозионностойких сталей для получения необходимой структуры, свойств и обеспечения максимальной коррозионной стойкости используют в различных сочетаниях также другие легирующие элементы: ферритообразующие (Cr, Mo, Al, Si, Ti, Nb, W, V) и аустенитообразующие (Ni, C, Mn, N, Co, Cu) [3]. В основном влияние легирующих элементов на область существования γ-фазы можно объяснить их изоморфностью (однотипностью кристаллической решетки) одной из фаз железа: α-фазе или γ-фазе. Так, никель изоморфен γ-фазе (решетка ГЦК), а молибден – α-фазе (решетка ОЦК). Однако встречаются и исключения, например алюминий замыкает γ-фазу, хотя и изоморфен ей [5].

Наиболее распространенные в технике и изученные в настоящее время коррозионностойкие стали аустенитного, аустенитно-ферритного и аустенитно-мартенситного классов имеют в своей основе различные комбинации систем Fe-Cr-Ni, Fe-Cr-Ni-Mn с дополнительным легированием разными элементами [6]. При одновременном введении ферритообразующих и аустенитообразующих элементов в сталях могут наблюдаться различные структурные и фазовые соотношения. Для облегчения определения фазового состава сталей существуют структурные диаграммы. Пользуясь диаграммой А. Шеффлера, можно ориентировочно определить структуру стали, объединяя действие аустенитообразующих добавок в никелевый эквивалент, а ферритообразующих – в хромовый эквивалент (рисунок 1.1) [7]. Диаграмма показывает неравновесную структуру сталей, полученную после быстрого охлаждения с 1050° С до комнатной температуры. Относительный вклад каждого элемента в установление структуры определяется никелевым и хромовым эквивалентом по следующим формулам [8]:

Сr_экв = %Cr + 2(%Si) + 1,5(%Mo) + 5(%V) + 5,5(%Al) + 1,5(%Ti) + 1,75(%Nb) + 0,75(%N);

Ni_экв = %Ni + %Co + 30(%C) + 25(%N) + 0,5(%Mn) + 0,3(%Cu).

Более точной является структурная диаграмма коррозионностойких сталей, предложенная Я.М. Потаком и Е.А. Сагалевич (рисунок 1.2) [2,6]. Она соответствует структуре сталей после закалки от температур 1050-1100° С, принятых в практике при термической обработке. В отличие от диаграммы А. Шеффлера использование ее требует подсчета эквивален­та ферритообразования Е_ф  (С^ф_экв) с учетом ферритообразующей способности

Рисунок 1.1 - Структурная диаграмма для нержавеющих, литых хромоникелевых

сталей (А. Шеффлер)

Рисунок 1.2 - Структурная диаграмма для нержавеющих сталей

(Я.М. Потак, Е.А. Сагалевич) [9]

легирующих элементов и эквивалента мартенситообразования Е_м (С^м_экв) с учетом влияния легирующих элементов на положение мартенситной точки. Подсчет эквивалентов может быть произведен по следующим формулам [3]:

В виду уникального сочетания свойств (прочность, пластичность, коррозионная стойкость) основную массу (70..75 %) выпускаемых сталей составляют классические аустенитные хромоникелевые стали типа Х (17-20) Н (10-13). Углерод наряду с повышением прочности увеличивает склонность к хрупкому разрушению, поэтому уменьшение содержания углерода в этих сталях с 0,08-0,12 % до ≤ 0,03 % позволяет получить высокие значения механических свойств (особенно сопротивляемости хрупкому разрушению), существенно повысить коррозионную стойкость, предотвратить появление межкристаллитной коррозии. Высокое сопротивление межкристаллитной коррозии, хорошую пластичность и свариваемость имеют низкоуглеродистые аустенитные стали 04Х18Н10, 03Х18Н12, 03Х17Н14М3 и др. [10] . Из рисунка 1.3 следует, что при 0,10 % С в стали типа Х18Н12 межкристаллитная коррозия возникает быстрее, чем через минуту при 650 °С, в то время как при 0,02 % С она проявляется лишь после 100-200 ч при 550 °С [11].

Рисунок 1.3 - Температурно-временная зависимость области склонности стали Х18Н12 к межкристаллитной коррозии: 1 – 0,10 % С; 2 – 0,02 % С

Для повышения сопротивления межкристаллитной коррозии и измельчения зерна сталь легируют титаном или ниобием (15Х28Т, 12Х18Н10Т). Титан и ниобий связывают углерод, образуя карбид TiC и NbC и исключают возможность образования карбидов хрома, а следовательно, обеднение хромом феррита [11,12].

В работе [13] на сплавах с 11-12 % Ni изучали влияние титана и алюминия. Легирование титаном приводит к снижению температуры начала и конца превращения γ→α. В отличие от титана легирование сплавов алюминием вызывает повышение температуры начала превращения γ→α.

Устойчивость сталей против коррозии в органических кислотах, серной кислоте и морской воде повышает молибден (10Х17Н13М2Т, 10Х17Н13М3Т) [14]. Молибден, введенный в состав сталей, оказывает сильное положительное воздействие на сопротивляемость питтинговой коррозии, а также повышает критическую температуру питтингообразования [15]. Молибден, а также вольфрам повышают прокаливаемость стали (особенно в присутствии никеля), способствуют измельчению зерна и подавлению отпускной хрупкости.

Положительно влияет на свойства сталей комплексное легирование молибденом и кобальтом. Влияние кобальта обусловлено тем, что он уменьшает растворимость молибдена в α-железе и тем самым увеличивает объемную долю фаз, содержащих молибден, то есть повышается σ_в [14]. Кобальт так же повышает предел текучести [16]. В работе [17] исследовали Fe-Cr-Ni-Co-Mo стали и показали, что при увеличении в стали содержания молибдена (от 2 до 3 %), а также кобальта (от 2 до 6 %) приводит к увеличению предела текучести, что обусловлено увеличением количества упрочняющих интерметаллидных фаз: R-фазы состава Mo₁₄Cr₁₁(Fe,Co,Ni)₂₈, α-Cr, α-Mo. Однако упрочнение сопровождается уменьшением ударной вязкости при криогенных температурах. Это связано с влиянием кобальта на процесс старения в мартенсите – увеличение термодинамической активности хрома в мартенсите и, следовательно, увеличение количества фазы α-Cr.

Введение кобальта существенно ограничивает интенсивность γ→α-перехода. Как установлено А.Г. Рахштадтом с сотрудниками, при содержании 15 % Со в стали типа Х13Г17АФ образование α-мартенсита полностью подавляется. Вместе с тем кобальт усиливает формирования ε-фазы и после прокатки с обжатием на 70 % доля этого мартенсита достигает почти 50 % [14].

Кремний повышает стойкость против питтинговой коррозии. Особенно выражено положительное влияние кремния, если сталь одновременно легирована молибденом [15]. Кремний широко используется при выплавке стали как раскислитель. Легирование кремнием углеродистых и хромистых сталей увеличивает их жаростойкость. Содержание кремния в стали ограничивают, т. к. он повышает склонность стали к тепловой хрупкости.

Роль кремния как эффективного упрочнителя аустенитных сталей проявляется не только вследствие того, что он, подобно марганцу, усиливает долю ковалентной связи между атомами и понижает энергию дефектов упаковки, но и потому, что облегчает протекание мартенситных γ→α- и γ→ε-превращений.

Производство экономичных видов коррозионностойких сталей развивается в направлении создания безникелевых хромистых и хромомарганцевых аустенитных сталей. Марганец, подобно никелю, снижает критическую скорость охлаждения, но уменьшает вязкость феррита. Хромомарганцевые стали аустенитного класса являются высоко-технологичными материалами, хорошо поддаются обработке давлением в горячем и холодном состояниях. Поскольку при содержании выше 13 % Cr в структуре сталей хромомарганцевой системы образуется нежелательная ферритная составляющая, для ее предотвращения приходится легировать сталь аустенитообразующими элементами – никелем, азотом, медью (10Х14АГ15, 10Х13Г18Д, 07Х13АГ20) [11]. Стали хромомарганцевой системы безникелевые и экономнолегированные никелем устойчивы к воздействию различных слабоагрессивных сред и обладают высокой пластичностью в широком диапазоне низких и высоких температур.

Легирующие элементы, как правило, оказывают слабое влияние на твердость несостаренного мартенсита. Дополнительное легирование Fe-Ni-Cr сталей приводит к их упрочнению в результате последующего старения в интервале температур 400..600º С за счет выделения различных интерметаллидных фаз. Наибольшее упрочнение при старении вызывает легирование титаном, бериллием, наименьшее – молибденом и кремнием. В отличие от титана легирование алюминием приводит к значительному повышению твердости уже непосредственно после закалки. Кобальт и хром как легирующие добавки не вызывают старение мартенсита железо-никелевых сплавов. Однако, как показали эксперименты, их присутствие в сплавах с некоторыми добавками, вызывающими старение, увеличивают степень упрочнения. Наиболее высокий уровень твердости после старения достигнут в сложнолегированных сплавах на основе 18 % Ni, 9 % Co с добавками титана или бериллия [13]. Поскольку упрочнение при старении является следствием образования интерметаллидов Ni₃Ti, Ni₃Al, Ni₃Mo или Fe₂Mо, можно ожидать, что высокая прочность сплавов, содержащих кобальт, вызвана взаимодействием этого элемента с интерметаллидами. Оно может проявиться как в изменении растворимости интерметаллидов в мартенсите, так и в образовании более сложных интерметаллидов (или других соединений), содержащих кобальт. Ещё есть предположение [13], что более высокая прочность сплавов с кобальтом, является следствием упорядочения твердого раствора. Другая точка зрения у авторов работы [18]. По их мнению, введение кобальта уменьшает энергию дефекта упаковки и поэтому затрудняет поперечное скольжение. Дислокационная структура, возникшая в результате фазового превращения, становится в сплавах с кобальтом более стабильной, что приводит к возникновению большого числа возможных мест зарождения частиц второй фазы при нагреве и вызывает добавочное упрочнение.