Аустенитна неръждаема стомана. Високолегирани аустенитни стомани и сплави. Изделия от ауснитни стомани
Аустенитните топлоустойчиви стомани се използват за производството на двигателни клапани, лопатки на газови турбини и други "горещи" части на реактивни двигатели - главно за работа при 600-700 ° C.
Всички аустенитни топлоустойчиви стомани съдържат големи количества хром и никел, както и добавки от други елементи.
Аустенитните топлоустойчиви стомани имат редица общи свойства - висока топлоустойчивост и устойчивост на мащаб, висока пластичност, добра заваряемост и голям коефициент на линейно разширение. Въпреки това, в сравнение с перлитните и мартензитните стомани, те са по-малко технологично напреднали: обработката и рязането на тези сплави е трудно; заваръчният шев има повишена крехкост; Едрозърнестата структура, получена в резултат на прегряване, не може да бъде коригирана чрез термична обработка, тъй като в тези стомани няма фазова рекристализация. В диапазона от 550-600 °C тези стомани често стават крехки поради утаяването на различни фази по границите на зърната.
Аустенитните стомани могат да бъдат разделени на две групи:
1) не са втвърдени чрез топлинна обработка, т.е. не са склонни към дисперсионно втвърдяване (нека ги наречем условно хомогенни, въпреки че всъщност съдържат втори фази, но в количества, които не предизвикват силен ефект на стареене):
2) закалени чрез топлинна обработка и използвани след закаляване + темпериране. Укрепването се създава поради утаяването на карбидни, карбонитридни или интерметални фази. Способността за стареене се дължи на наличието на определени елементи (с изключение на хром и никел) в количества, надвишаващи границата на разтворимост.
Хромът и никелът са основните легиращи компоненти на тези стомани. Първият определя устойчивостта на мащаба, а никелът определя стабилността на аустенита. При липса на никел е възможно частично образуване на α-фаза, което влошава топлоустойчивостта.
Съставът на най-важните аустенитни топлоустойчиви стомани е даден в табл. 67. Стоманите от първата (хомогенна) група се използват като топлоустойчиви и неръждаеми стомани, така че те ще бъдат описани по-подробно в следващата глава, но тук ще се ограничим до данни за тяхната устойчивост на мащаб и устойчивост на топлина (вж. Таблици 68, 69).
Продължителното излагане при работни температури (500-700 °C) прави стоманата крехка поради освобождаването на излишни фази по границите на зърната (фиг. 336) и образуването на така наречената -фаза (сигматизация), която е интерметално съединение на тип Тези трансформации протичат много бавно.
Стоманите от втората група, за разлика от първата, са нестабилни и склонни към втвърдяване поради разлагането на твърдия разтвор (вискозитетът намалява).
Термичната обработка на тези стомани се състои от закаляване при 1050-1100°C във вода и отвръщане - стареене при 600-750°C. Това темпериране - стареене предизвиква повишаване на твърдостта поради
Таблица 67. (виж сканиране) Състав на аустенитни топлоустойчиви стомани (GOST 5632-72), %
Ориз. 336. Микроструктура на аустенитна топлоустойчива стомана, а - след закаляване; b - след стареене при 650 °C
дисперсионно втвърдяване: по време на стареене излишните фази се отделят главно по границите на зърната (виж фиг. 336).
Разбира се, целта на такава топлинна обработка е да се повиши устойчивостта на топлина; Аустенитните стомани от втората група имат топлоустойчивост
по-висока от хомогенните аустенитни стомани, което се обяснява с финото разпределение на втората фаза, но това е предимство само за кратък експлоатационен живот; в продължение на дълъг експлоатационен живот, излишната втвърдяваща фаза коагулира и тогава хомогенните сплави могат да надминат втвърдяващите се сплави по устойчивост на топлина.
Това се вижда от съпоставката на данните в табл. 68 и 69.
Таблица 68. (виж сканиране) Свойства на някои аустенитни стомани (хомогенни)
Таблица 69. (вижте сканиране) Топлоустойчиви свойства на някои втвърдяващи се аустенитни стомани
В допълнение към тези стомани за повече или по-малко общи цели, има аустенитни топлоустойчиви стомани за по-тесни приложения: за отлети части с висока устойчивост на котлен камък (части на пещи, например реторти), листов облицовъчен материал, подложен на нагряване и др.
Съставите на някои от тези специални топлоустойчиви и устойчиви на мащаб сплави, показващи тяхната устойчивост на мащаб, са дадени в табл. 62.
Стомана, легирана с хром, никел и манган, която запазва структурата на у-твърд разтвор (аустенит), когато се охлажда от високи температури до стайна температура и по-ниска. За разлика от феритната неръждаема стомана, аустенитната неръждаема стомана е немагнитна, има умерена твърдост и якост, ниска граница на провлачване и висока пластичност. Светци (b и d) 50%). По отношение на аустенитната неръждаема стомана закаляването е термична операция. обработка, която фиксира аустенитната структура. Когато съдържанието на никел или манган в стоманата е недостатъчно за образуване на напълно аустенитна структура, се получават междинни структури: аустенит + ферит, аустенит + мартензит и др. В стоманата от системата Fe-Cr-Mn, поради по-ниската ефективност на манган при образуването на структурата на аустенита, аустенит + ферит или аустенит-4-мартензит са по-развити.
Увеличаването на съдържанието на хром, въвеждането на титан, ниобий, силиций, тантал, алуминий и молибден допринасят за образуването на феритна фаза. Увеличаването на съдържанието на никел и въвеждането на азот, въглерод и манган, напротив, допринасят за разширяване на обхвата на съществуване на аустенита и неговата по-голяма стабилност. Легиращите елементи според ефективността на тяхното аустенитообразуващо влияние са разположени в следния ред. последователности (посочващи условни коефициенти): въглерод (30), азот (26), никел (1), манган (0,6-0,7), мед (0,3). Феритообразуващи елементи: алуминий (12), ванадий (11), титан (7.2-5), силиций (5.2), ниобий (4.5), молибден (4.2), тантал (2.8), волфрам (2.1), хром (1) ).
Продължителното нагряване на неръждаема аустенитна стомана при 700-900 ° или бавно охлаждане от високи температури причинява образуването на твърда и крехка интерметална оловна фаза, което може да доведе до много силна загуба на вискозитет. Нагряването на стомана над 900° елиминира това явление, осигурявайки прехода на крехката а-фаза в твърд разтвор. Утаяването на а-фазата може да се случи директно от аустенит или от ферит, образуван след трансформацията на u-N.a.s., който има 0-фаза в структурата си, е по-склонен към напукване в резултат на термични промени. В резултат на това се увеличава степента на ефективност на влиянието на легиращите елементи върху намаляването на температурата на мартензитната трансформация. ред: силиций (0,45), манган (0,55), хром (0,68), никел (1), въглерод или азот (27).
Освобождаването на карбиди от твърд разтвор (аустенит) предизвиква промяна в концентрацията на легиращи елементи в него, което може да причини частична структурна трансформация и промяна в магнетизма, особено в сплави, разположени близо до границата между областите на y ~ и а-фази. Тази трансформация се извършва предимно по границите на зърната, където твърдият разтвор е най-изчерпан от въглерод и хром, което прави стоманата податлива на междукристална корозия. Когато е изложена на агресивна среда, такава стомана бързо се влошава и колкото по-силно, толкова по-високо е съдържанието на въглерод.
Неръждаема аустенитна стомана от междинната група (00X18N10, 00X17G9AN4, 0X17N5G9BA) за кратко време. нагряване за 5-30 минути. не става силно податлив на междукристална корозия. Това позволява заваряването да се извършва без риск от междукристална корозия в заварената връзка и термичната зона. влияние, ако се извърши достатъчно бързо.
Якостта на хром-никелова стомана може значително да се увеличи чрез втвърдяване при студено валцуване, изтегляне и щамповане. В този случай Bb може да достигне 120 kg!mm2 за лист и лента, 0O.2 нараства до 100-120 kg!mm2 за пластмаса. имоти падат от 50-60% на 10-18%. Този резерв от пластичност обаче е достатъчен за производството на части. За тел се увеличава до 180-260 kg!mm2. В сравнение с неръждаемата феритна и полуферитна стомана
Хромоникелови стомани тип 18-8 (00Х18Н10, 0Х18Н10, Х18Н9, 2Х18Н9). Използват се стомани с ниско съдържание на въглерод (00Х18Н10 и 0Х18Н10). обр. като електродна тел за заваряване. Колкото по-ниско е съдържанието на въглерод в заваръчната тел, толкова по-висока е корозията. издръжливост на заваръчния шев. Стоманите Kh18N9 и 2Kh18N9 имат силна склонност към междукристална корозия дори за кратко време. нагряване в диапазона от умерени температури, следователно след заваряване частите се подлагат на втвърдяване до аустенитна структура. В основния Стоманите X18N9 и 2X18N9 се използват в студено закалено състояние за производство на високоякостни самолетни и автомобилни части, съединени чрез точково или ролково електрическо заваряване.
Хром-манган-никелова стомана Kh14G14N със съдържание на хром 12-14% е склонна към междукристална корозия по време на заваряване и след нагряване в опасния температурен диапазон. Използва се за части на оборудване, които изискват висока пластичност и немагнитни свойства. Корозия издръжливостта е близо до 12-14% хромирани стомани. След закаляване превъзхожда по якост стомана тип 18-8. Задоволително заварени ръчно и автоматично. валцова и точкова заварка с добавъчна тел от хромо-никелова стомана тип 18-8. Термичен Обработката на стомана след заваряване (с изключение на точкова обработка) се установява в зависимост от съдържанието на въглерод чрез метода на контролни изпитвания на заварени проби за междукристална корозия в съответствие с GOST 6032-58.
Стомана 2Х13Г9Н4 се използва за производството на високоякостни конструкции, гл. обр. от студено валцувани профили. ленти. Якостта и твърдостта на тази стомана се увеличава по време на студена деформация по-бързо от тази на хром-никелова стомана тип 18-8. Следователно при студено валцоване на ленти не трябва да се допускат големи степени на деформация, за да се избегне прекомерна загуба на пластичност.
Тази стомана работи надеждно при дълбоки студени условия и се използва широко в хранително-вкусовата промишленост. Поддържа високи механични св. до 450°. Има склонност към междукристална корозия, поради което служи като Ch. обр. за производство на части, чието свързване се извършва чрез точково или ролково заваряване. По същата причина, по време на термични при обработка на студено валцувани ленти трябва да се използват по-високи нива. скорост на охлаждане.
X ром-манган-никелови стоманисъс съдържание на хром 17-19% и добавяне на азот (X17AG14 и X17G9AN4) имат висока устойчивост на атмосферна корозия и в окислителни среди. За части, произведени чрез електродъгово, аргон-дъгово, газово и водородно атомно заваряване, е необходимо да се използва стомана с ниско съдържание на въглерод (0,03-0,05%) и стриктно да се контролира процеса, за да се избегне появата на тенденция към междукристална корозия в заварените ставите. За части, произведени чрез точково или ролково заваряване, и части, които са подложени на термичен шок след заваряване. обработка, както и за части, работещи в атм. условия може да се използва стомана от този тип с по-високо съдържание на въглерод.
Хромоникелови стомани тип 18-8 с титанови или ниобиеви добавки (Х18Н9Т, Х18Н10Т, 0Х18Н10Т, 0Х18Н12Т, 0Х18Н12Б). Добавките на титан или ниобий намаляват чувствителността на стоманата към междукристална корозия. Титанът и ниобият образуват стабилни карбиди като TiC и NbC, докато хромът, който е полезен за повишаване на устойчивостта на корозия, не е част от карбидите и остава в твърд разтвор. Титанът се въвежда в стоманата 4-5,5 пъти повече, а ниобият 8-10 пъти повече от въглерода. Когато съдържанието на титан или ниобий по отношение на въглерода е на долната граница, стоманата не винаги е устойчива на междукристална корозия, особено при условия на дълъг експлоатационен живот на частите при умерени температури (500-800 °). Това се дължи на влиянието на азота, който винаги присъства в стоманата, който свързва част от титана в нитриди, както и на влиянието на термичната обработка. Прегряване на стомана по време на термично обработката (над 1100°) или заваряването се считат за вредни, особено в случаите, когато съотношението между титан и въглерод е на долната граница съгласно формулата Ti ^5 (%G -0,02). В този случай стомана 1Kh18N9T, закалена при температури над 1150 °, става податлива на междукристална корозия. При нормите топлинни режими. обработка (закаляване от 1050°) и за кратки периоди. нагряване е необходимо съотношението на титан или ниобий към въглерод да бъде съответно най-малко 5 и 10. За продължителността и експлоатацията на части при 500-750° е важно тези съотношения да са поне 7-10 за титан и 12 за ниобий. За да се намали чувствителността на стоманата към междукристална корозия, препоръчително е съдържанието на въглерод да се намали значително до 0,03-0,05%. Устойчивостта на корозия на заварени съединения от стомана от този тип зависи от съдържанието на титан и въглерод в основата. метал и заварка заварка. защото Титанът изгаря силно по време на заваряване, така че за електроди се използват специални. покрития, които съдържат титан под формата на феротитан, за да компенсират загубата на титан в телта за пълнене. Най-често тел за пълнене от хромо-никелова стомана тип 18-8 без титан, но с много ниско (^0,06%) съдържание на въглерод (стомани 0Х18Н9 и 00Х18Н10) или електроди от стомана тип 18-12 с ниобий (0Х18Н12Б) са използвани. В заварени съединения от стомана 1Х18Н9Т, работещи в среда, съдържаща азот, може да възникне ножова корозия поради повишеното (>0,06%) съдържание на въглерод в стоманата. Следователно частите на оборудването за производство на азотна киселина са изработени от стомана 0Х18Н10Т със съдържание на въглерод 0,06%. В допълнение, такава стомана има по-висока обща устойчивост на корозия.
В наплавения заваръчен метал на заварено съединение между стомана и титан, който има двуфазна структура (y+a), е възможна трансформация -^a при продължително нагряване в диапазона на умерени температури (650-800 °), придавайки висока крехкост на заваръчния шев. За възстановяване на здравината на заваръчния шев и увеличаване на корозията. За издръжливост се препоръчва да се използва стабилизиращо втвърдяване при температура 850-900°. Също така е много полезен за премахване на втвърдяване и елиминиране на корозионно напукване под напрежение в кипящ магнезиев хлорид и други среди, съдържащи хлорни йони.
Хром-манган-никелова стоманас ниобиева добавка 0Kh17N5G9BA има по-висока устойчивост на междукристална корозия и висока корозия. устойчивост на заварени съединения, работещи в азотен газ. Стоманата няма пълен имунитет срещу междукристална корозия при продължително излагане на опасни температури, тя показва тенденция към междукристална корозия след продължително нагряване при 500-750 ° (фиг. 7). При високи температури има приблизително същите механични свойства. Светци, че хром-никелови стомани от тип 18-8.
Стомана Kh14G14NZT има по-висока якост и висока пластичност, не са склонни към междукристална корозия и могат да се използват за производство на заварени части без последваща термична обработка. обработка. Механични Свойствата на тази стомана могат да бъдат увеличени чрез студено валцуване. Нагряването в температурен диапазон 500-700° не променя механичните свойства. St. стомана при стайна температура. Стоманата се произвежда под формата на пръти, листове и ленти и може да се заварява добре с всички видове заваряване при използване на стоманена заваръчна тел тип 18-8 без или с ниобий.
Хром-никел-молибденови стоманиХ17Н13М2Т и Х 17Н 13М 3Т се използват в производството на оборудване за производство на изкуства, торове, в канцеларската индустрия, в химическата промишленост. машиностроене и нефтопреработваща промишленост. Стоманите показват висока устойчивост на корозия срещу сяра, кипящ фосфор, мравчена и оцетна киселина, а стоманите с високо съдържание на молибден - в горещи разтвори на избелваща вар. Стоманите с високо съдържание на въглерод (>0,07%) стават податливи на междукристална корозия по време на заваряване и бавно охлаждане, както и при условия на продължително нагряване в умерения диапазон: температура.
Хром-никел-молибденовите стомани могат да се заваряват добре, като се използва тел за пълнене със същия състав като заваръчния материал.
Хром-никел-молибденова стоманаБлагодарение на добавянето на молибден и високото съдържание на никел, 0Х23Н28М2Т има висока устойчивост на корозия в разредени разтвори на сярна киселина (до 20%) при температура не по-висока от 60 ° C, фосфорна киселина, съдържаща флуорни съединения и други силно агресивни среди. Използва се в машинни части за производство на изкуства и торове. След втвърдяване до аустенит стоманата има умерена якост и висока пластичност, с добра заваряемост. Въпреки съдържанието на титан, стоманата става податлива на междукристална корозия след кратък период от време. нагряване при 650°, ако съотношението на съдържанието на титан към съдържанието на въглерод е по-малко от 7.
Технологичните свойства на неръждаемата аустенитна стомана са доста задоволителни, обработката под налягане се извършва при 1150-850 °, а за стоманите с мед обхватът на гореща обработка е стеснен (1100-900 °). Неръждаемата аустенитна стомана при високи температури е по-малко склонна към растеж на зърна от мартензитните и феритните стомани. При стайна температура N.a.s. има висок коефициент. линейно разширение, нарастващо с повишаване на температурата на нагряване и намален коеф. топлопроводимост. Въпреки това, при високи температури разликата между a и q N.a.s. и феритната стомана намалява. Следователно отоплението N.a.s. при по-ниска Температурите трябва да се извършват бавно, а при високи температури (над 800°) - бързо.
Лит.: Khimushin F.F., Неръждаеми стомани, М., 1963; негов, “Качествена стомана”, 1934, No 4; 1935, № 1;
хИмушин Ф. Ф. и Курова О. И., пак там, 1936, № 6; Химушин Ф. Ф. 2 Ратнер С. И., Рудбах З. Я., „Стомана“, 1939 г., № 8, с. 40; Medovar B.I., Заваряване на хром-никелови аустенитни стомани, 2-ро издание, Киев - М., 1958; Металургия и термична обработка на стомана. Справочник, 2 изд., том 2, М., 1962;
Шефлер
А.
Л., «
Метал
Прогр.", 1949 г.,v. 56, № 5, r. 680;ПубликувайS. V., E, b e g 1 гУ.
С., «
прев.
амер. Soc. Метали“, 1947 г., с. 39, стр. 868; Симпозиум за природата, появата и ефектите на сигма фазата, Phil., 1951 (ASTM. Special techn. publ, No. 110); Симпозиум за тестове за оценка на неръждаеми стомани, 1950 г. (ASTM. Специална техн. публикация, № 93); Rosenberg S. J., D a r r J. H., „Прев. амер. Soc. Метали“, 1949 г., с. 41, стр. 1261; K r 1 v o b o k V. N., Linkoln R. A., пак там, 1937, v. 25, № 3.
стоманите се разделят на аустенитни, аустенитно-феритни, аустенитно-мартензитни
www..htm
Съществуващите аустенитни високолегирани стомани и сплави се отличават със съдържанието на основните легиращи елементи - хром и никел и със състава на основата на сплавта. Високолегираните аустенитни стомани се считат за сплави на основата на желязо, легирани с различни елементи в количества до 55%, в които съдържанието на основните легиращи елементи - хром и никел - обикновено не надвишава съответно 15 и 7%. Аустенитните сплави включват желязо-никелови сплави със съдържание на желязо и никел над 65% със съотношение никел към желязо 1:1,5 и никелови сплави със съдържание на никел най-малко 55%.
Аустенитните стомани и сплави са класифицирани
- според легиращата система,
- структурен клас,
- Имоти
- и служебна цел.
Високолегираните стомани и сплави са най-важните материали, широко използвани в химическата, петролната, енергийната и други индустрии за производство на конструкции, работещи в широк температурен диапазон. Поради високите си механични свойства при минусови температури, високолегираните стомани и сплави се използват в редица случаи като студоустойчиви стомани. Подходящият подбор на легиращи елементи определя свойствата и основното предназначение на тези стомани и сплави (таблици 1 – 3).
Характерна особеност на устойчивите на корозия стомани е ниското съдържание на въглерод (не повече от 0,12%). При подходящо легиране и термична обработка стоманите имат висока устойчивост на корозия при 20 ° C и повишени температури както в газова среда, така и във водни разтвори на киселини, основи и течни метални среди.
Топлоустойчивите стомани и сплави имат високи механични свойства при повишени температури и способност да издържат на топлинни натоварвания за дълго време. За да придадат тези свойства, стоманите и сплавите се легират с укрепващи елементи - молибден и волфрам (до 7% всеки). Важна легираща добавка, въведена в някои стомани и сплави, е борът, който насърчава усъвършенстването на зърното.
Топлоустойчивите стомани и сплави са устойчиви на химическо разрушаване на повърхността в газова среда при температури до 1100 - 1150 ° C. Обикновено се използват за леко натоварени части (нагревателни елементи, арматура на пещи, газопроводни системи и др.). Високата устойчивост на котлен камък на тези стомани и сплави се постига чрез легиране с алуминий (до 2,5%) и силиций, които допринасят за създаването на здрави и плътни оксиди на повърхността на детайлите, които предпазват метала от контакт с газовата среда.
Според системата на легиране аустенитните стомани се разделят на два основни типа: хром-никел и хром-манган. Има също хром-никел-молибденови и хром-никел-манганови стомани.
В зависимост от основната структура, получена при охлаждане във въздуха, се разграничават следните класове аустенитни стомани: аустенитно-мартензитни, аустенитно-феритни, аустенитни.
Сплавите на основата на желязо-никел (със съдържание на никел над 30%) и никелови основи имат стабилна аустенитна структура и нямат структурни трансформации при охлаждане във въздуха. В момента аустенитно-боридните Kh15N15M2BR1 (EP380), Kh25N20S2R1 (EP532), KhN77SR1 (EP615) и високохромните аустенитни KhN35VYu (EP568), KhN50 (EP668) стомани и сплави, чиято основна структура съдържа аустенит и борид или хром-никел eutec, също се използват съответно tic фази.
След подходяща термична обработка високолегираните стомани и сплави имат високи якостни и пластични свойства (Таблица 4). За разлика от въглеродните стомани, тези стомани придобиват повишени пластични свойства при закаляване. Структурите на високолегираните стомани са разнообразни и зависят не само от техния състав, но и от режимите на термична обработка, степента на пластична деформация и други фактори.
Позицията на фазовите области на фазовите диаграми се определя главно под формата на псевдобинарни сечения на системите желязо-хром-никел или желязо-хром-манган (фиг. 1). Желязо-хром-никелови сплави веднага след втвърдяване имат твърди разтвори от следните видове: α И γ и хетерогенна област от смесени твърди разтвори α + γ . Стабилността на аустенита се определя от близостта на състава до границата α - И γ -региони Нестабилността може да се прояви при нагряване до умерени температури и последващо охлаждане, когато аустенитната структура, фиксирана чрез бързо охлаждане, частично се трансформира в мартензитна. Увеличаването на съдържанието на никел в тези сплави допринася за намаляване на температурата γ → α (М)-трансформации (фиг. 2).
Ориз. 1. Вертикални разрези на фазовите диаграми на желязо-хром-никел (а) и желязо-хром-манган (б)
Ориз. 2. Промени в температурата на мартензитно превръщане на желязо-хром-никелови сплави в зависимост от легирането
Нестабилността се проявява по време на студена деформация, когато стоманите от тип 18-8, в зависимост от степента на деформация, променят своите магнитни и механични свойства (фиг. 3). В допълнение, нестабилността на аустенитните стомани може да бъде причинена от освобождаването на карбиди от твърдия разтвор при промяна на температурата, придружено от промяна в концентрацията на въглерод и хром. Това води до нарушаване на равновесното състояние и превръщането на аустенита във ферит и мартензит главно по границите на зърната, където се наблюдава най-голямото изчерпване на хром и въглерод в твърдия разтвор.
Ориз. 3. Промяна в механичните свойства на хром-никелова стомана (18% Cr, 8% Ni, 0,17% C) в зависимост от степента на студена деформация (компресия)
В тройната система от желязо-хром-манганови сплави, след втвърдяване, непрекъсната серия от твърди разтвори с γ -решетка и при по-нататъшно охлаждане, в зависимост от състава на сплавта, възникват различни алотропни трансформации. Манганът е един от елементите, които се разширяват γ - площ, и в това отношение е подобен на никела. С достатъчни концентрации на манган (>15%) и хром (<15%) сталь может иметь однофазную аустенитную структуру. Сопоставление фазовых диаграмм систем железо – хром – никель и железо – хром – марганец при высоких температурах и 20°С показывает, что аустенитная фаза в системе с никелем имеет значигельно большую площадь.
По време на кристализацията на хромо-никелови стомани кристалите от хром-никелов ферит, който има δ-желязна решетка, първо започват да изпадат от стопилката (фиг. 4). Докато се охлаждат, δ-феритните кристали образуват хром-никелов аустенит, който има решетка γ -желязо, а стоманата придобива аустенитна структура. Въглерод в аустенитно-феритни и аустенитни стомани при температури над линията S.E.е в твърд разтвор и под формата на интерстициални фази. Бавно охлаждане на стоманата под линията S.E.води до отделяне на въглерод от твърдия разтвор под формата на химично съединение - хромни карбиди от типа Cr 23 C 6, разположени главно по границите на зърната. Допълнително охлаждане под линията С.К.насърчава утаяването на вторичен ферит по границите на зърната. Така, когато бавно се охлади до 20°C, стоманата има устенитна структура с вторични карбиди и ферит.
Ориз. 4. Псевдо-бинарна фазова диаграма в зависимост от съдържанието на въглерод за сплавта 18% Cr, 8% Ni, 74% Fe
По време на бързо охлаждане (закаляване) разлагането на твърдия разтвор няма време да се случи и аустенитът се фиксира в свръхнаситено и нестабилно състояние.
Количеството на утаените хромни карбиди зависи не само от скоростта на охлаждане, но и от количеството въглерод в стоманата. Когато съдържанието му е по-малко от 0,02 - 0,03%, т.е. под границата на неговата разтворимост в аустенит, целият въглерод остава в твърд разтвор. В някои състави на аустенитни стомани ускореното охлаждане може да доведе до фиксиране на първичен δ-ферит в структурата, предотвратявайки горещи пукнатини.
Промяната в съдържанието на легиращи елементи в стоманата влияе върху положението на фазовите области. Хром, титан, ниобий, молибден, волфрам, силиций, ванадий, като феритизатори, допринасят за появата на феритна компонента в стоманената структура. Никелът, въглеродът, манганът и азотът поддържат аустенитната структура. Въпреки това, основните легиращи елементи в разглежданите стомани са хром и никел. В зависимост от тяхното съотношение стоманите понякога се разделят на стомани с малък (%Ni/%Cr)≤1 и голям (%Ni/%Cr)>1 аустенитен резерв.
В аустенитни хром-никелови стомани, легирани с титан и ниобий, се образуват не само хромови карбиди, но и титанови и ниобиеви карбиди. Когато съдържанието на титан Ti > [(%C–0,02)*5] или ниобий Nb > (%C*10) целият свободен въглерод (над границата на неговата разтворимост в аустенит) може да бъде освободен под формата на титан или ниобий карбиди и аустенитната стомана не е склонна към междукристална корозия. Утаяването на карбиди повишава якостта и намалява пластичните свойства на стоманите. Това свойство на карбидите се използва за карбидно закаляване на топлоустойчиви стомани, извършвано в комбинация с интерметално закаляване с частици Ni 3 Ti; Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W, (N, Fe) 2 Ti и др. Интерметалните съединения включват също σ-фаза, която се образува в хром-никелови стомани при продължително нагряване или бавно охлаждане при температури под 900 - 950°C. Има ограничена разтворимост в α - И γ -твърди разтвори и, отделяйки се главно по границите на зърната, укрепва сплавта и в същото време рязко намалява пластичните свойства и ударната якост на метала. Повишените концентрации на хром (16–25%) и феритизиращи елементи (молибден, силиций и др.) В стоманата допринасят за образуването на σ фаза при 700–850 ° C. Разделянето на тази фаза става предимно с образуването на междинна фаза от ферит ( γ →α→ σ ) или δ-феритна трансформация (δ → σ ). Въпреки това е възможно да се изолира директно от твърд разтвор ( γ → σ ).
При хром-манганови стомани с високо съдържание на хром и манган се наблюдава и утаяване при бавно охлаждане. σ -фази. Въглеродът в хром-манганови и хром-манган-никелови стомани води до дисперсионно втвърдяване на стоманите след подходяща топлинна обработка, особено когато се комбинира с карбидообразуващи елементи (ванадий, ниобий и волфрам).
Укрепването на аустенитни боридни стомани се дължи главно на образуването на бориди на желязо, хром, ниобий, въглерод, молибден и волфрам. В съответствие с тези процеси аустенитните стомани се разделят в зависимост от вида на закаляването на карбид, борид и интерметално закаляване. Въпреки това, в повечето случаи, поради съдържанието на голям брой различни легиращи елементи в стоманите и сплавите, тяхното укрепване възниква поради сложното влияние на дисперсни фази и интерметални включвания.
Таблица 1. Състав на някои устойчиви на корозия аустенитни стомани и сплави, %
Таблица 2. Състав на някои топлоустойчиви аустенитни стомани и сплави, %
Таблица 3. Състав на някои топлоустойчиви аустенитни стомани и сплави, %
Таблица 4. Типични механични свойства на някои степени на високолегирани аустенитни и аустенитно-феритни стомани и сплави
Е. Г. НАЗАРОВ, С. Б. МАСЛЕНКОВ
ЦНИИЧЕРМЕТ
ISSN 0026-0819. “Металознание и термична обработка на метали”, № 3, 1970 г
Топлинната обработка засяга структурата (размер на зърното, размер на блока, размер и количество на диспергираните фази, естеството на тяхното разпределение), а също така оформя състоянието на границите на зърното и насоченото освобождаване на укрепващи фази, което значително повишава свойствата на топлинно- устойчиви материали.
Механичната обработка обикновено предхожда термичната обработка, но често се използва след термична обработка, както и преди и след нея.
Частите и полуфабрикатите се подлагат на топлинна обработка преди работа, но понякога (изцяло или частично) се обработват по време на работа.
Стоманите и сплавите с аустенитно утаяване се подлагат на различни видове топлинна обработка: отгряване, закаляване, отвръщане (стареене или утаяване) и темпериране за облекчаване на напрежението.
По време на механична обработка или други операции металът става крехък. За премахване на крехкостта и намаляване на твърдостта на сплавите се използва отгряване. При отгряване сплавите се нагряват до високи температури ~1000-1250 °C (в зависимост от химичния състав на сплавта), задържат се от 0,5 до няколко часа (в зависимост от масата на детайла или детайла) и се охлаждат при възможно най-високата скорост . За по-слабо легирани сплави е разрешено охлаждане във вода, но за силно легирани сложни сплави е за предпочитане охлаждане на въздух в масло и други меки охлаждащи среди, тъй като охлаждането във вода може да доведе до термични пукнатини.
За постигане на високи якостни свойства и устойчивост на топлина, топлоустойчивите стомани и сплави се подлагат на двойна обработка, състояща се от закаляване и последващо стареене.
За разглежданите сплави операцията на закаляване се различава по своя ефект от закаляването на въглеродни стомани и се извършва с цел разтваряне на карбидни и интерметални фази в твърд разтвор, т.е. за получаване на хомогенен твърд разтвор с минимална твърдост. В САЩ и Англия закаляването на обикновените въглеродни стомани се нарича "закаляване", т.е. придобиване на твърдост; втвърдяването на топлоустойчиви сплави се нарича "третиране с разтвор", т.е. преработка в (твърд) разтвор.
За всички топлоустойчиви стомани и сплави с дисперсно втвърдяване температурата на нагряване за закаляване е приблизително същата като температурата на отгряване.
Чрез задържане при високи температури излишните фази се разтварят в твърд разтвор и се получават зърна с необходимия размер. Размерът на зърното на стоманите и сплавите зависи от температурата на нагряване и времето на задържане.
Често след охлаждане се препоръчва да се извърши по-бързо охлаждане, за да се предотврати утаяването на излишните фази. Въпреки това, както ще бъде показано по-долу, това не е необходимо, особено при обработката на сложни аустенитни сплави, в които дори при относително бързо охлаждане се получава кататермично втвърдяване, т.е. отделяне на укрепващи фази при охлаждане от висока температура. Този процес зависи от склонността на сплавите към дисперсионно втвърдяване, така че е необходимо да се спрем на това важно явление.
Дисперсионното закаляване или стареене на стоманите и сплавите може да бъде: анатермично, кататермично и изотермично. Диатермичното стареене възниква в процеса на нагряване на стомана или сплав при непрекъснато нарастваща температура, кататермичното стареене възниква в процеса на охлаждане на стомана или сплав при непрекъснато намаляваща температура. Изотермичното стареене протича при постоянна температура
Има слабо, средно и силно дисперсионно втвърдяващи се сплави. Няма рязко разграничение между тях, но е лесно да се разделят тези групи сплави въз основа на интензивността на процесите на дисперсионно втвърдяване. Съгласно този принцип, за първи път в работата, а по-късно в работата, дисперсионно-втвърдяващите се сплави бяха разделени на три групи.
Силно втвърдяващи се стомании сплавите обикновено са ефективно подсилени поради втвърдяване по време на кататермично стареене. Тези сплави съдържат 5-7% или повече от укрепващата фаза. Допълнителното стареене на тези сплави води до малко или почти никакво увеличение на твърдостта и якостта, например такива сплави като: NH35VTYu (EI787), EI929, EI867, Yudimet 700, Nin-109, Nin-115 и др. Химичният състав на сплавите е дадено в табл. 3 и 4.
Умерено дисперсно втвърдяващи се сплависе укрепват по време на кататермично и в по-голяма степен по време на изотермично стареене. Тези сплави KhN35VT (EI612), EI612K, KhN35VTR (EI725), EP164, A-286, Discaloy-24 съдържат 2-5% от укрепващата фаза.
Слабо или нискодисперсно втвърдяващи се сплависе укрепват само при изкуствено изотермично стареене. Тези стомани и сплави не са подложени на кататермално стареене и съдържат малко количество укрепваща фаза (до 2%). Тази група включва сплави: EI813, Kh25N16G7AR (EI835), EI435, Nim-75, V-480S и др.
По този начин не е необходимо да се осигурява бързо охлаждане на сплавите след високотемпературно нагряване. Необходимото укрепване на сплави от една или друга група може да се постигне в резултат на естествено кататермично или изкуствено изотермично стареене или накрая в резултат на техните комбинации.
Двойно втвърдяване.За някои сплави, особено тези, които съдържат значително количество от укрепващата фаза, най-добрата комбинация от механични свойства се получава след двойно закаляване (нормализиране). Първата високотемпературна нормализация (1170-1200 °C) осигурява образуването на хомогенен твърд разтвор и относително едри зърна, които допринасят за най-високата устойчивост на пълзене. Втората нискотемпературна нормализация (1000-1100 ° C) води до преобладаващо утаяване на карбиди по границите на зърната и образуване на укрепваща фаза с различна дисперсия. По-големи утайки от γ'-фаза се образуват при охлаждане от 1050 °C на въздух. За много сплави - KhN70VMTYu (EI617), EI929, KhN35VTYu (EI787), серията "Nimonic" - след двойна нормализация, последвана от стареене, топлоустойчивите и пластични свойства значително се увеличават.
Дисперсионно втвърдяване (стареене).За да се получат високи якостни свойства, почти всички топлоустойчиви сплави се подлагат на дисперсионно втвърдяване (отделяне на дисперсни фази от твърд разтвор) преди употреба. Съставът и характерът на укрепващите фази определят температурните режими на стареене за дадена сплав.
Топлоустойчивите сплави на основата на никел-хром, желязо-никел-хром и кобалт-никел-хром съдържат:
а) първични карбиди (TiC, VC, TaC, ZrC, NbC и др.), имащи много висока температура на дисоциация;
б) вторични карбиди (M 23 C 6; M 6 C; M 7 C 3), освободени от твърдия разтвор. Карбид M 23 C 6 се образува в сплави с 5% Cr или повече;
в) основните укрепващи интерметални γ’-фази (Ni 3 Ti, Ni 3 Al, Ni 3 Nb и др.). Благодарение на фината дисперсия на тези фази и кохерентността с твърдия разтвор, сплавите по време на тяхното образуване придобиват максимална устойчивост на топлина.
Карбидно закалените стомани и сплави се използват при по-ниски температури от интерметалните закалени сплави. Карбидите са по-малко диспергирани, по-склонни към коагулация и разпределени по-неравномерно в матрицата на сплавта, отколкото γ' фазите. Въпреки това, за постигане на средна устойчивост на топлина е достатъчно едно укрепване с карбид. Карбидните фази допълнително укрепват сплавите, които се втвърдяват в резултат на утаяването на γ'-фазата.
Морфологията на частиците на γ'-фазите и карбидите до голяма степен зависи от термичната обработка и нейната продължителност и регулира свойствата на сплавите. Продължителността на термичното излагане води до увеличаване на размерите на частиците на γ’-фазата и предизвиква реакции, които се случват предимно по границите на зърната. За да се разберат процесите, протичащи в сплавите по време на топлинна обработка и да се предскажат техните свойства по време на дългосрочна експлоатация, е много важно да се знае точният състав на γ'-фазата при всяка температура и различните времена на задържане при тази температура, както и химически състав на твърдия разтвор на матрицата. Скоростите на трансформация на карбидни и интерметални фази и техните реакции могат да бъдат допълнително оценени, като се използват данни от кинетиката на промените в твърдостта, физичните и механичните свойства. В най-често срещаните топлоустойчиви сплави на основата на никел, съдържащи хром и кобалт, легирани с алуминий, титан и молибден, реакциите на трансформация могат да бъдат изразени като уравнение: Г-ЦА+γ→ M 6 C+γ+γ’+ Г-ЦА, Където Мелементи: Cr, Ti, Ta и други; М'- същите карбидообразуващи елементи като в М. Приблизително половината от количеството въглерод, според работата, остава в карбидите Г-ЦА, което условно наричаме Г-ЦА; γ’-фаза (Ni 3 М) - съединение на излишък от титан и алуминий в твърд γ-разтвор с никел.
Карбиди M 6 Cсе образуват при 980-1150 °C, докато карбидната реакция Г-ЦА→M 23 S 6протича при 760-980 °C. Установено е, че ако сплавта съдържа молибден и волфрам в количество >6%, тогава карбидите ще се отделят главно под формата M 23 S 6, обаче се посочва, че тази разпоредба изглежда неточно обоснована. Това очевидно зависи от въглеродното съдържание.
Изследванията, проведени върху сплав V-1900, са установили реакциите, които протичат в нея след топлинна обработка (1080 °C 4 ч, въздух +899 °C 10 ч, въздух) и при продължително стареене до 2400 чпри 980 °C. Те се изразяват с уравнението:
Г-ЦА + γ + γ’ → M 6 C+ γ + остатък γ’.
Карбиди Г-ЦА (А= 4,37 Å) са богати на титан и тантал и карбиди M 6 C (А= 11,05 Å) са богати на молибден, никел и кобалт. Карбиди M 6 Cсе наблюдават в две форми: кълбовидна и пластинчата. С течение на времето глобулите и плочите от карбиди стават по-големи. Утайките на γ'-фазата първоначално са кълбовидни, след това γ'-фазата се появява под формата на плочи; с течение на времето, при високи температури, те растат, агломерират и се удължават по размер. В същото време утайките на γ'-фазата обграждат всички карбиди и границите на зърната под формата на обвивка. Прилагането на напрежение значително ускорява процеса на преход на карбида Г-ЦАв карбиди M 6 Cи интерметални промени. В сплавите с по-високо съдържание на хром се образуват предимно карбиди M 23 S 6.
Скоростта на реакцията на γ'-фазовата трансформация е по-голяма, когато се прилагат напрежения по време на излагане на топлина, отколкото когато напреженията са получени преди това. Напреженията водят до селективни процеси на утаяване и трансформации и допринасят за удебеляване на границите на зърната, причинявайки удължаване и коалесценция на укрепващите фази, както беше показано в работите. Угрубяването на зърната спомага за ускоряване на реакциите на трансформации на карбидни и интерметални фази, възникващи в граничните зони. Например, появата на високотемпературна ламеларна фаза в сплавите се открива много по-рано в едрозърнестите сплави.
Работата установи образуването на интерметална фаза Ni 2 -Al, Ti в сплавта 15 Cr-25 Ni-3 Al-2.5 Ti, заедно с γ’-фазата Ni 3 (Al, Ti). Фазата Ni 2 Al, Ti се образува при стареене при 700 °C и има формата на плочи, чийто размер се увеличава с времето на стареене. Тази фаза се освобождава главно в области, свободни от γ’ фазата, както и по границите на зърната. Той е некохерентен с твърдия разтвор, така че микрокухините преди разрушаването на сплавта се образуват предимно в близост до нейните утайки.
Лавесови фази(AB 2) - леко укрепване на сплави поради тяхната некохерентност с твърдия разтвор и термична нестабилност. Но при наличието на γ’-фаза в структурата, фазите на Laves правят възможно, поради присъщата продължителност на инкубационния период на утаяване, да се удължи експлоатационният живот на сплавите при температури не по-високи от 750 °C.
Боридни фази- Тип М 3НА 2, М 3 IN, М 5Петте различни борни сплави имат сложен химичен състав. Например в тази работа такива фази съответстват на съединението (Mo 0,5 Cr 0,25 Ti 0,15 Ni 0,10) 3 B 2
В зависимост от наличието на определени фази и състоянието на сплавта (лята, деформирана) се предписват режими на дисперсионно втвърдяване. Температурата на стареене не трябва да причинява разтваряне на укрепващите фази и коагулация или коалесценция. Въпреки че в някои случаи, за да се получат желаните свойства, е необходимо умишлено да се прилагат високи температури, причинявайки коагулация на частиците и тяхното освобождаване в по-малко диспергирана форма. Обикновено стареенето на сплави с карбидно втвърдяване се извършва при 600-800 ° C, с интерметално втвърдяване при 700-1000 ° C, в зависимост от броя и състава на излишните фази. С увеличаване на количеството на укрепващата фаза (сумата от титан и алуминий) в сплавите температурата на стареене също се повишава (виж фиг. 1). Сплави, съдържащи повече от 8% (Ti+Al), се нагряват само до 1050-1200 °C и се охлаждат на въздух. В резултат на кататермично стареене такива сплави придобиват максимално втвърдяване (например сплави ZhS6-K и EI857). Сплавите Rene 100 и IN-100 с 9-10,5% (Ti+Al) стареят при ~1000 °C, но това по същество е второ втвърдяване, а не стареене. Очевидно за такива сплави това високотемпературно стареене е ненужно; те са още по-податливи на кататермално стареене и за тях е напълно достатъчно охлаждане във въздуха от нормални температури, както е показано например на фигурата за сплав IN-100
Фиг. 1.
Режимите на стареене могат да се променят в зависимост от необходимите свойства на сплавта. Има стъпаловидни режими на стареене - двойни и по-сложни, но не са много практични. За краткосрочен експлоатационен живот и особено за дългосрочен експлоатационен живот, използването на многоетапни режими на стареене е напълно неоправдано, тъй като получените структури в процеса на сложни термични обработки неизбежно се променят в условията на продължителна експлоатация, при влияние на температурата и натоварването. Процесите на стареене в сплавите продължават да протичат независимо от първоначалното структурно състояние. Частиците от укрепващата фаза коагулират, сливат се и нестабилните частици се разтварят в твърдия разтвор, възникват многократни и повтарящи се освобождавания на нови по-равновесни (на този етап) частици, тези процеси протичат едновременно. В зависимост от температурните условия може да преобладава един или друг процес. След излагане (обикновено от 4 до 16 ч) при температури на стареене сплавите се охлаждат на въздух.
Типичните режими на топлинна обработка на чужди сплави са представени в таблица. 1. а за битови - в табл. 2. Химическият състав на тези сплави е даден в табл. 3 и 4. Трябва да се отбележи, че почти никога не използваме отгряване за тези сплави, а отгряването от закаляването (нормализиране) се различава много малко (виж таблица 1).
маса 1
| Сплав | Отгряване | Лечение с твърд разтвор | Междинно стареене | Окончателно стареене | ||||
| Температура в °C | Време в ч | Температура в °C | Време в ч | Температура в °C | Време в ч | Температура в °C | Време в ч | |
| Инконел-600 | 1038 | 1/4..1/2 | 1120 | 2 | — | — | — | — |
| Инконел-625 | 925..1038 | 1 | 1090..1200 | 1 | — | — | — | — |
| Инконел-700 | 1200 | 2 | 1180 | 2 | — | — | 870 | 4 |
| Инконел-718 | 955 | 1 | 955 | 1 | 732 | 8 | 720 | 8 |
| Inconel X-750 | 1038..1090 | 1/2..3/4 | 1150 | 2 | 845 | 24 | 700 | 20 |
| Ним-80А | 1080 | 2 | 1080 | 2 | — | — | 700 | 16 |
| Ним-90 | 1080 | 2 | 1080 | 2 | — | — | 700 | 16 |
| Рене-41 | 1080 | 2 | 1080 | 2 | — | — | 760 | 16 |
| Удимет-500 | 1080 | 4 | 1080 | 4 | 845 | 24 | 760 | 16 |
| Удимет-700* | 1138 | 4 | 1120..1175 | 4 | 870+ | 8 | 650+ | 24 |
| — | — | — | — | +985 | 4 | +760 | 8 | |
| Васпалой | 1010 | 4 | 1080 | 4 | 845 | 24 | 760 | 16 |
| Инконел-713* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| Inconel-713C* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| IN-100* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| * Лети сплави | ||||||||
таблица 2
| Сплав | 1-во закаляване | 2-ро закаляване | Окончателно стареене | |||
| Температура в °C | Време в ч | Температура в °C | Време в ч | Температура в °C | Време в ч | |
| EI435 | 980..1020 | 0,5 | — | — | — | — |
| ХН77ТЮР | 1080 | 8 | — | — | 700..750 | 16 |
| ХН70ВМТУ | 1200 | 2 | 1050 | 4 | 800 | 16 |
| ХН35ВТУ | 1180 | 2,5 | 1050 | 4 | 750..800 | 16 |
| EI445R | 1200 | 4..6 | — | — | 850 | 15..20 |
| EI893 | 1160 | 2 | — | — | 800 | 12 |
| EI929 | 1220 | 2 | 1050 | 4 | 850 | 8 |
| EI867 | 1220 | 4..10 | — | — | 950 | 8 |
| EN867* | 1180 | 6 | 1000 | 8 | 850 | 16 |
| EI661 | 1200 | 10..15 | 950..1050 | 5..8 | — | — |
| ЖС6К | 1200 | 4 | — | — | — | — |
| * Междинно стареене при 900 °C 8 ч. | ||||||
Таблица 3
| Степен на сплав | Съдържание на елемент в % | ||||||||
| ° С | Кр | Co | мо | Nb | Ти | Ал | Fe | Други елементи | |
| Инконел-600 | 0,04 | 15 | — | — | — | — | — | 7 | — |
| Инконел-700 | 0,12 | 15 | 30 | 3 | — | 2,2 | 3,2 | 1 | — |
| Инконел-718 | 0,04 | 19 | — | 3 | 5 | 0,8 | 0,6 | 18 | — |
| Inconel X-750 | 0,04 | 15 | — | — | 1 | 2,5 | 0,9 | 7 | — |
| Ним-80А | 0,08 | 20 | 1 | — | — | 2,3 | 1,3 | 3 | — |
| Ним-90 | 0,08 | 20 | 18 | — | — | 2,5 | 1,5 | 3 | — |
| Рене-41 | 0,08 | 19 | 11 | 10 | — | 3 | 1,5 | 2 | 0,005B |
| Удимет-500 | 0,08 | 18 | 18 | 4 | — | 3 | 2,9 | 0,5 | 0,004 Б |
| Удимет-520 | 0,05 | 19 | 12 | 6 | — | 3 | 2 | 0,5 | 0,005 V; 1 W |
| Удимет-700 | 0,15 | 15 | 19 | 5 | — | 3,5 | 4,5 | 0,5 | 0.05B |
| Васпалой | 0,10 | 20 | 14 | 4 | — | 3 | 1,3 | 0,75 | 0,004 В; 0,06 Zr |
| Инконел-713 | 0,12 | 13 | — | 4,5 | 2 | 0,6 | 6 | 0,5 | — |
| Инконел-713C | 0,06 | 12 | 1,5 | 4,5 | 2 | 0,6 | 6 | 0,3 | — |
| ИН-100 | 0,15 | 10 | 14 | 3 | — | 5 | 5,5 | — | 0,015 V; 0,06 Zr; 1,0 V |
| Б-1900 | 0,10 | 8 | 10 | 6 | — | 1,0 | 6 | — | 0,015 V; 0,08 Zr; 4,5 Та |
Таблица 4
| Степен на сплав |
|
|||||||||
| ° С | Кр | Co | мо | У | Ти | Ал | Fe | б | Други елементи | |
| EI435 | 0,10 | 20 | — | — | — | 0,30 | 0,10 | 1 | — | — |
| ХН77ТЮР | 0,05 | 20 | — | — | — | 2,5 | 0,8 | 1 | 0,01 | 0,10 Ce |
| ХН70ВМТУ | 0,10 | 15 | — | 3 | 6 | 2,1 | 2,1 | до 5 | 0,02 | 0,02 Ce; 0,3 V |
| ХН35ВТУ | 0,05 | 15 | — | — | 3 | 3 | 1,2 | ~40 | 0,03 | 0,02 Ce |
| EI445R | 0,05 | 18 | — | 4,5 | 4,5 | 2,5 | 1,2 | 1 | 0,01 | 0,02 Ce |
| EI893 | 0,05 | 15 | — | 5 | 10 | 1,4 | 1,4 | 1 | 0,01 | 0,02 Ce |
| EI929 | 0,06 | 10,5 | 15 | 5 | 6 | 1,7 | 4 | — | — | 0,1 Ba; 0,5 V |
| EI867 | 0,06 | 9,5 | 5 | 10 | 5 | — | 4,5 | — | 0,02 | — |
| ЖС6-К | 0,15 | 11,5 | 4,5 | 4 | 5 | 2,8 | 5,5 | 1 | 0,02 | — |
Температурата на втвърдяване в чужбина е по-ниска и времето за задържане е много по-кратко (почти 2 пъти) от температурата на втвърдяване, използвана в СССР. В резултат на това чуждите сплави са по-дребнозърнести от използваните у нас. Второто закаляване не се използва в чужбина, докато у нас се използва успешно за много сплави.
Дадено в табл. 1 и 2 типични режими на топлинна обработка могат да се променят в зависимост от изискванията. Известно е, че сплавите с едри зърна, получени чрез нагряване до високи температури, имат по-висока устойчивост на пълзене от дребнозърнестите. Едрозърнестите сплави (2-3 точки) също имат значително по-висока дълготрайна якост при високи температури. Въпреки това, в случай на умерено високи температури (600-700 ° C), сплавите със среден размер на зърното 4-5 точки имат по-висока устойчивост на топлина. Дребнозърнестата структура, поради по-високата повърхностна енергия на разклонените граници на зърното, е по-нестабилна, особено при повишени работни температури, поради което размерът на зърното на топлоустойчивите сплави, особено тези, предназначени за дългосрочна експлоатация, трябва да съответства на 3 -4 точки по стандартната скала. Този размер на зърното е обичаен след нагряване до 1100-1120 °C, а за сложни сплави при 1150-1170 °C.
В чужбина повечето индустриални сплави се нагряват при тези температури.
За да се получат високи якостни свойства при стайна и ниска температура (~550 °C), трябва да се извърши нормализиране при 950-1050 °C и стареене при по-ниски температури, в резултат на което сплавите са дребнозърнести (5-6-та точка ), подсилени от фино диспергирани γ утайки '-фази.
По този начин изборът на режим на топлинна обработка се определя от изискваните механични свойства. Когато се използват сплави с високо дисперсионно втвърдяване за работа при температури, надвишаващи температурния диапазон на дисперсионно втвърдяване (например при 900-950 ° C), те се подлагат само на една нормализация. При нагряване до работни температури в процеса на нагряване настъпва интензивно втвърдяване на сплавите (анатермично стареене), те получават максимално втвърдяване в работната температурна зона и могат успешно да издържат натоварвания за определено време. Но същите сплави, предварително състарени, имат по-малка устойчивост на температури и натоварвания и следователно са по-малко ефективни. Слабо дисперсионно втвърдяващите се сплави (EI813, EI435, Inconel-600 и др.) Не се подлагат на стареене, тъй като тяхното дисперсионно втвърдяване има слаб ефект и възниква по време на работа. За да се осигури дълготрайна стабилност на сплавите, е необходимо умерено съдържание на укрепващи фази в тяхната структура (т.е. използването на сплави с умерено дисперсионно втвърдяване). Много е важно да се получи равномерно и максимално разделяне на фино диспергирани интерметални и карбидни фази, което се осигурява от поетапни режими на обработка. Режимите на стъпаловидно стареене, въпреки че водят до загуба на якостни свойства, значително повишават пластичните свойства и намаляват склонността на сплавите към термична крехкост. По-късните експерименти обаче показаха неподходящостта на този метод. По този начин, върху силно дисперсионно втвърдяващата се сплав KhN35VTYu (EI787), сложните режими на топлинна обработка бяха тествани едновременно с най-простия режим, състоящ се само от едно стареене при 750 ° C. Склонността към термична крехкост е оценена при експозиции до 10 000-20 000 чи температура 700 °C. Резултатите (Таблица 5) показват, че независимо от сложността на режима на предварителна термична обработка, сплавта става крехка. Увеличаването на броя на етапите на темпериране или продължителността на задържане засяга само първоначалните стойности на ударната якост. По време на процеса на стареене той намалява и в по-малка степен след термична обработка, състояща се само от стареене.
Както беше посочено по-горе, процесите на разделяне на дисперсии, коалесценция и разтваряне на термодинамично нестабилни частици от втората фаза протичат непрекъснато. Тези процеси протичат регенеративно, цикъл след цикъл се повтаря, следователно, независимо колко сплавта е предварително състарена и режимите на термична обработка са сложни, тя ще промени свойствата си при продължително излагане на топлина и ще стане крехка в резултат на постоянното освобождаване на частици от укрепващата фаза и промени в структурното състояние.
Трябва да се съсредоточим върху оригиналния и прост начин на топлинна обработка на дисперсионно втвърдяващите се горещо или студено деформирани сплави, който се състои в еднократно стареене (без предварително закаляване).
Този режим ви позволява да получите най-добрите якостни свойства и пластичност в широк температурен диапазон, както и най-високата устойчивост на топлина и устойчивост на умора при температури до 750 ° C. В допълнение, този режим осигурява по-добра устойчивост на термична крехкост и нечувствителност към срязвания. Режим на обработка, състоящ се само от стареене, е тестван върху някои сплави и е успешно въведен в производството. Все още няма информация за използването на такива режими в чужбина.
Друго важно условие за осигуряване на дългосрочна стабилност на сплавите е постигането на висока термична устойчивост на укрепващите фази. Това се постига чрез усложняване на състава на укрепващите фази, чрез въвеждане в сплавта на елементи, които са частично включени в състава на укрепващата γ’-фаза. Най-ефективните укрепващи γ фази - Ni 3 Al и Ni 3 Ti и тяхната комбинация - Ni 3 (A1, Ti) могат да бъдат усложнени от: ниобий, тантал, калай, силиций, магнезий, берилий, рутений, молибден и други елементи, които осигуряват дисперсионно втвърдяване на никелови сплави. От тях елементите с малко по-голям атомен диаметър, като калай, са от особен интерес.
Атомните диаметри на някои елементи, които образуват фази тип γ с никел, са както следва:
Облекчаване на стреса.Закаляването често се използва за облекчаване на напрежението и стабилизиране на размерите на частите. Вътрешни напрежения могат да възникнат в резултат на механична обработка, заваряване или по време на работа. Готовите продукти от топлоустойчиви сплави се темперират при 400-700 °C с експозиция в зависимост от размерите на продукта; след празника бавно охлаждане. При по-високи температури на закаляване започват да протичат процеси на стареене, а за много сплави закаляването може да се комбинира с конвенционално стареене, поради което като крайна обработка преди експлоатация е препоръчително да се извърши стареене, което позволява пълното премахване на вътрешните напрежения.
Нови изследвания.В САЩ е издаден патент за метод за повишаване на твърдостта, якостните характеристики, устойчивостта на пълзене и топлоустойчивостта на аустенитни топлоустойчиви сплави на никелова, никел-кобалтова и други основи (Патент на САЩ № 3329535 от 4 юли 1967 г.) . Този метод се състои от обработка на разтвора с въздушно охлаждане при прилагане на високо хидростатично налягане (10'000-50'000 банкомат), което значително намалява разтворимостта на въглерода в твърд разтвор (задържане под налягане 1-10 мин). В резултат на високо налягане въглеродните атоми или карбидите се „изстискват“ от матрицата в кохерентни утайки и се подреждат под формата на мрежа, докато частиците от кохерентни фази не изпадат, както обикновено, по границите на зърната. При последващо стареене (650-980 °C) карбидите се утаяват около равномерно разпределени клетъчни образувания на твърдия разтвор.
Интерес представляват изследванията, проведени в САЩ върху сплавта Inconel-718. Укрепването на тази сплав се постига чрез утаяване на γ'-фазата на базата на Ni 3 Nb, чийто състав съответства на съединението Ni 3 (Nb 0,8 Ti 0,2), . Сплавта Incone1-718 е бавно дисперсионно втвърдяваща се и в резултат на това е високотехнологична и добре заваряема. Подходящ е за работа до 760 °C. Неговата висока якост (σ 0,2 до 120-145 кг/мм2) в комбинация с добра устойчивост на корозия. Трябва да се отбележи ниската нормализираща температура от 955 °C (виж таблица 1), която осигурява високи стойности на якост. Влиянието на ниобия върху свойствата на тази сплав е благоприятно и ефективно. Титанът също има все по-голям ефект върху свойствата на сплавта Inconel-718, не по-малко от ниобия. Ефектът на алуминия е по-малко значим, причинявайки леко увеличение на якостта с променлив ефект. Силицият е подобен по влияние на ниобия с малки отклонения. Статията представя резултатите от изследванията на бинарни (Ni+Si) и тройни (Ni+Si+Ti) сплави. Установено е образуването на β-фаза: Ni 3 S и Ni 3 (Si, Ti), в сплави, съдържащи ~12-13% Si и съответно 6-10% Si и 1-4% Ti. Методът на рентгенова дифракция установява, че фазата Ni 3 (Si, Ti) е подобна на γ’-фазата Ni 3 (Al, Ti); Ni 3 Si или β-фазата в бинарните сплави се образува в резултат на перитектоидна реакция при температури под 1040 °C. Има значителна пластичност, като съответната Ni 3 (Si, Ti) фаза. Добавянето на титан към бинарната сплав (~2%) елиминира перитектоидното β-образуване и получената фаза Ni 3 (Si, Ti) има същата точка на топене като съединението Ni 3 Ti (1380 °C). Сплавите, съдържащи силиций и титан в посочените количества, имат доста високи якостни свойства и пластичност. Максималната якост на опън и границата на провлачване на лети сплави при стайна температура са съответно: 55-57 и 25-28 кг/мм2, а минималното удължение е в границите 15-30%.Други свойства на тези дисперсно-втвърдяващи се сплави не са дадени.
Вредни фази.По време на продължителна термична обработка или по време на експлоатация, σ-, μ- и други фази се отделят в много топлоустойчиви сплави, които нямат строго стехиометрично съотношение и са твърди разтвори с променлив състав. Тези фази причиняват намаляване на пластичните свойства на стоманите и сплавите. Образуването на σ-фазата може значително да се улесни от хром, волфрам, молибден и др. Малки добавки на кобалт (до 5%) могат да намалят процеса на σ-образуване. В същото време той е част от укрепващата фаза Ni 3 M и освобождава хром в твърд разтвор. Съдържание на кобалт над 5% активно влияе върху σ-образуването, особено когато има дефицит на хром в сплавта. Съществуват методи за изчисляване на времето за образуване на σ фазата в сплавите. Това са изчисления на така наречената точка N v - точката на плътност на електронните свободни места, но те не винаги са точни. Има сплави, които имат опасна точка Nv, но не образуват σ-фаза. σ фазата е открита в сплавите Ud-700, Ud-500, Ud-520, IN-713C и Rene-41. Въпреки че фазата σ намалява производителността на сплавите Ud-700 и IN-100, тя има малък или никакъв ефект върху якостта на други сплави. Изследванията на високоякостни лети сплави показват, че наличието на σ-фаза не влияе върху намаляването на свойствата.
Сплавите на основата на никел са устойчиви на окисление до температури от 850-950 °C. При по-високи температури (температури на нагряване за закаляване) те се окисляват от повърхността и по границите на зърната, следователно за термична обработка на топлоустойчиви сплави при високи температури, според работата, е желателно да има вакуумни или водородни пещи . Охлаждането на метала в края на експозицията се постига с помощта на струя инертен газ. Ако окисляването е неприемливо, трябва да се използват пещи със защитна атмосфера. Нагряването в солени бани е нежелателно, тъй като хлоридите във ваната могат да реагират с металната повърхност по време на процеса на нагряване, дори при температури на стареене. Термичните пещи за стареене могат да бъдат конвенционални с въздушна атмосфера и отопление с газ. Разредената екзотермична атмосфера е относително безопасна и икономична. Не се препоръчва ендотермична атмосфера. Ако окисляването е неприемливо, тогава се използва аргонова атмосфера. Точността на контрол на температурата по време на топлинна обработка трябва да бъде в рамките на 4-5 ° C за деформирани сплави и 8-10 ° C за лети сплави.
Библиография:
1.
Назаров Е. Г., Латишов Ю. В. Подобряване на свойствата на дисперсионно втвърдени топлоустойчиви стомани и сплави. М., ГООИНТИ, 1964, № 23-64-1349/26.
2.
Borzdyka A.M., Tseitlin V. 3. Структура и свойства на топлоустойчиви сплави във връзка с термична обработка на NTO MASHPROM M., “Машиностроене”, 1967.
3.
Беликова E.I., Назаров E.G. “MiTOM”, 1962, № 7.
4.
Бетеридж У., Франклин А. „Дж. на Института по метали", 1957 г., в. 85.
5.
Бетеридж У. Смит. Топлоустойчиви метални материали. Чуждестранно издателство лит., 1958.
6.
Беляцкая И. С., Лившиц Б. Г. „Новини на университетите. Черна металургия", 1960, № 7.
7.
Estulin G.V. Приложение към списание "Стомана", 1958 г.
8.
Livshits D. E., Khimushin F. F. Изследване на топлоустойчиви сплави. Академия на науките на СССР, 1957 г.
9.
Danesi W., Donachie M., Radavich J. “TASM”, 1966, v. 59.
10.
Danesi W., Donachie M. „J. на Института по метали", 1969, в. 97.
11.
Коуън Т. „Дж. на металите“, 1968, с. 20, № 11.
12.
Назаров Е. Г., Приданцев М. В. “MiTOM”, 1963, № 11.
13.
Назаров Е. Г. “MiTOM”, 1969, № 8.
14.
Симс С. „Дж. на металите", 1966, № 10.
15.
Левин Е. Е., Пивник Е. М. Прогресивни методи за термична обработка на високолегирани топлоустойчиви сплави. Серия “Металознание и термична обработка”. Vol. 4. Ленинград, 1963.
16.
Гуляев А. П., Устименко М. Ю. „Известия на Академията на науките на СССР „Метали“, 1966 г., № 6.
17.
Улянин Е. А. “MiTOM”, 1966, № 10.
18.
Уилямс К. „Дж. на Института по метали", 1969, в. E7.
19.
Мърфи Х., Симс С. Белтран А. „Дж. на металите“, 1968, с. 20, № 11.
20.
Burger J., Hanink D. “Metal Progress” 1967, v. 92, № 1.
21.
Wagner H., Prock J “Metal Progress”, 1967, v. 91, № 3.
22.
Mihalisin I., Bicber C., Grant R. „Trans, of Metallurgical Society of A1ME“, 1968, v. 242.
23.
Khimushin F. F. Топлоустойчиви стомани и сплави. М. "Металургия", 1969 г.
24.
Ozel M., Nutting I. „J. Институт по желязо и стомана", 1969 г., в. 207.
Аустенитните стомани имат редица специални предимства и могат да се използват в работни среди, които са силно агресивни. Невъзможно е да се направи без такива сплави в енергетиката, нефтената и химическата промишленост.
Аустенитните стомани са стомани с високо ниво на легиране, при кристализация се образува еднофазна система, характеризиращ се слицево-центрирана кристална решетка. Този тип решетка не се променя дори при излагане на много ниски температури (около 200 градуса по Целзий). В някои случаи има друга фаза (обемът в сплавта не надвишава 10 процента). Тогава решетката ще бъде центрирана върху тялото.
Описание и характеристики
Стоманите се разделят на две групи по отношение на състава на основата им и съдържанието на легиращи елементи като никел и хром:
- Състави на базата на желязо: никел 7%, хром 15%; общ брой добавки - до 55%;
- Никелови и желязо-никелови състави. В първата група съдържанието на никел започва от 55% и повече, а във втората - от 65 и повече процента желязо и никел в съотношение 1:5.
Благодарение на никела е възможно да се постигне повишена пластичност, топлоустойчивост и технологичност на стоманата, а с помощта на хром - дайтеизисква устойчивост на корозия и топлина. А добавянето на други легиращи компоненти ще направи възможно получаването на сплави с уникални свойства. Компонентите са подбрани в съответствие със служебното предназначение на сплавите.
За легиране се използва главно:
- Торове, стабилизиращи структурата на аустенитите: ванадий, волфрам, титан, силиций, ниобий, молибден.
- Аустенизатори, представени от азот, въглерод и манган.
Всички изброени компоненти се намират не само в излишни фази, но и в твърд разтвор на стомана.
Сплави, устойчиви на корозия и температурни промени
Широка гама от добавки ви позволява да създавате специални стомани, които ще бъдат приложениза производство на структурни компоненти и ще работи в криогенни, високотемпературни и корозивни среди. Следователно композициите са разделени на три вида:
- Топлоустойчив и топлоустойчив.
- Устойчив на корозия.
- Устойчив на ниски температури.
Топлоустойчивите сплави не се разрушават от химикали в агресивна среда и могат да се използват при температури до +1150 градуса. Изработени са от:
- Елементи на газопроводи;
- Фитинги за пещи;
- Отоплителни компоненти.
Топлоустойчивите сортове могат да издържат на стрес при повишени температури за дълго време, без да губят високи механични характеристики. При легиране се използват молибден и волфрам (до 7% могат да бъдат разпределени за всяко добавяне). Борът се използва за смилане на зърна в малки количества.
Аустенитните неръждаеми стомани (устойчиви на корозия) се характеризират с ниско съдържание на въглерод (не повече от 0,12%), никел (8-30%), хром (до 18%). Извършва се термична обработка (темпериране, закаляване, отгряване). Това е важно за продуктите от неръждаема стомана, тъй като позволява да се държи добре в различни агресивни среди - киселинни, газови, алкални, течен метал при температури от 20 градуса и повече.
Студоустойчивите аустенитни състави съдържат 8–25% никел и 17–25% хром. Те се използват в криогенни агрегати, но производствените разходи се увеличават значително, така че се използват много ограничено.
Свойства на термична обработка
Топлоустойчивите и топлоустойчивите сортове могат да бъдат подложени на различни видове топлинна обработка, за да се увеличат полезните свойства и да се промени съществуващата структура на зърното. Говорим за броя и принципа на разпределение на дисперсните фази, размера на самите блокове и зърна и други подобни.
Отгряването на такава стомана помага да се намали твърдостта на сплавта (понякога това е важно по време на работа), както и да се елиминира прекомерната крехкост. По време на процеса на обработка металът се нагрява до 1200 градуса за 30-150 минути, след което се необходимоОхладете възможно най-бързо. Сплавите със значително количество легиращи елементи обикновено се охлаждат в масла или на открито, докато по-простите сплави се охлаждат в обикновена вода.
Често се извършва двойно втвърдяване. Първо, първата нормализация на съставите се извършва при температура от 1200 градуса, последвана от втора нормализация при 1100 градуса, което позволява значително повишаване на пластичните и топлоустойчиви свойства.
Повишена устойчивост на топлина и механична якост може да се постигне чрез процеса на двойна топлинна обработка (закаляване и стареене). Преди работа се извършва изкуствено стареене на всички топлоустойчиви сплави (т.е. те са дисперсионно закалени).