Acier inoxydable austénitique. Aciers et alliages austénitiques fortement alliés. Produits en aciers ausnitiques
Les aciers austénitiques résistants à la chaleur sont utilisés pour la fabrication de soupapes de moteurs, d'aubes de turbines à gaz et d'autres pièces « chaudes » des moteurs à réaction – principalement pour un fonctionnement à 600-700 °C.
Tous les aciers austénitiques résistants à la chaleur contiennent de grandes quantités de chrome et de nickel, ainsi que des additifs d'autres éléments.
Les aciers austénitiques résistants à la chaleur ont un certain nombre de propriétés communes : une résistance élevée à la chaleur et au tartre, une ductilité élevée, une bonne soudabilité et un coefficient de dilatation linéaire élevé. Cependant, comparés aux aciers perlitiques et martensitiques, ils sont moins avancés technologiquement : la transformation et la découpe de ces alliages sont difficiles ; le cordon de soudure a une fragilité accrue ; La structure à gros grains obtenue suite à une surchauffe ne peut être corrigée par traitement thermique, car dans ces aciers il n'y a pas de recristallisation de phase. Dans la plage de 550 à 600 °C, ces aciers deviennent souvent fragilisés en raison de la précipitation de diverses phases le long des joints de grains.
Les aciers austénitiques peuvent être divisés en deux groupes :
1) non durcis par traitement thermique, c'est-à-dire non sujets au durcissement par dispersion (appelons-les conditionnellement homogènes, bien qu'en fait ils contiennent des secondes phases, mais en quantités qui ne provoquent pas un fort effet de vieillissement) :
2) durci par traitement thermique et utilisé après durcissement + revenu. Le renforcement est créé grâce à la précipitation de phases carbure, carbonitrure ou intermétalliques. La capacité au vieillissement est due à la présence de certains éléments (sauf le chrome et le nickel) en quantités dépassant la limite de solubilité.
Le chrome et le nickel sont les principaux composants d'alliage de ces aciers. Le premier détermine la résistance au tartre et le nickel détermine la stabilité de l'austénite. En cas de manque de nickel, une formation partielle de la phase α est possible, ce qui altère la résistance thermique.
La composition des principaux aciers austénitiques résistants à la chaleur est indiquée dans le tableau. 67. Les aciers du premier groupe (homogène) sont utilisés comme aciers résistants à la chaleur et inoxydables, ils seront donc décrits plus en détail dans le chapitre suivant, mais nous nous limiterons ici aux données sur leur résistance au tartre et leur résistance à la chaleur (voir Tableaux 68, 69).
Une exposition prolongée à des températures de fonctionnement (500-700 °C) fragilise l'acier en raison de la libération de phases en excès le long des joints de grains (Fig. 336) et de la formation de ce qu'on appelle la phase (sigmatisation), qui est un composé intermétallique du type Ces transformations se déroulent très lentement.
Les aciers du deuxième groupe, contrairement au premier, sont instables et sujets au durcissement dû à la décomposition de la solution solide (la viscosité diminue).
Le traitement thermique de ces aciers consiste en une trempe à 1050-1100°C dans l'eau et un revenu - vieillissement à 600-750°C. Ce revenu - vieillissement provoque une augmentation de la dureté due à
Tableau 67. (voir scan) Composition des aciers austénitiques résistants à la chaleur (GOST 5632-72), %
Riz. 336. Microstructure de l'acier austénitique résistant à la chaleur, a - après durcissement ; b - après vieillissement à 650 °C
durcissement par dispersion : lors du vieillissement, les phases en excès sont libérées principalement le long des joints de grains (voir Fig. 336).
Bien entendu, le but d'un tel traitement thermique est d'augmenter la résistance à la chaleur ; Les aciers austénitiques du deuxième groupe ont une résistance à la chaleur
supérieure aux aciers austénitiques homogènes, ce qui s'explique par la répartition fine de la deuxième phase, mais cela n'est un avantage que pour des durées de vie courtes ; au cours de longues durées de vie, la phase de durcissement en excès coagule, et les alliages homogènes peuvent alors surpasser les alliages à durcissement par précipitation en termes de résistance à la chaleur.
Cela ressort de la comparaison des données présentées dans le tableau. 68 et 69.
Tableau 68. (voir scan) Propriétés de certains aciers austénitiques (homogènes)
Tableau 69. (voir analyse) Propriétés de résistance à la chaleur de certains aciers austénitiques à durcissement par précipitation
A ces aciers destinés à des usages plus ou moins généraux, il existe des aciers austénitiques réfractaires pour des applications plus étroites : pour pièces moulées à forte résistance au tartre (pièces de four, par exemple cornues), matériaux de bardage en tôle soumis à échauffement, etc.
Les compositions de certains de ces alliages spéciaux résistants à la chaleur et au tartre, indiquant leur résistance au tartre, sont données dans le tableau. 62.
Acier allié au chrome, au nickel et au manganèse, qui conserve la structure d'une solution γ-solide (austénite) lorsqu'il est refroidi de températures élevées à température ambiante et en dessous. Contrairement à l'acier inoxydable ferritique, l'acier inoxydable austénitique est non magnétique, présente une dureté et une résistance modérées, une faible limite d'élasticité et une ductilité élevée. Saints (b et d) 50%). Dans le cas de l'acier inoxydable austénitique, le durcissement est une opération thermique. traitement qui fixe la structure austénitique. Lorsque la teneur en nickel ou en manganèse de l'acier est insuffisante pour la formation d'une structure complètement austénitique, des structures intermédiaires sont obtenues : austénite + ferrite, austénite + martensite, etc. Dans l'acier du système Fe-Cr-Mn, en raison du moindre rendement du manganèse dans la formation de la structure austénitique, les austénite + ferrite ou Austénite-4-martensite sont plus développées.
Une augmentation de la teneur en chrome, l'introduction de titane, niobium, silicium, tantale, aluminium et molybdène contribuent à la formation de la phase ferrite. L'augmentation de la teneur en nickel et l'introduction d'azote, de carbone et de manganèse contribuent au contraire à élargir la gamme d'existence de l'austénite et à sa plus grande stabilité. Les éléments d'alliage en fonction de l'efficacité de leur influence formatrice d'austénite sont classés dans l'ordre suivant. séquences (indiquant des coefficients conditionnels) : carbone (30), azote (26), nickel (1), manganèse (0,6-0,7), cuivre (0,3). Éléments formant ferrite : aluminium (12), vanadium (11), titane (7.2-5), silicium (5.2), niobium (4.5), molybdène (4.2), tantale (2.8), tungstène (2.1), chrome (1 ).
Un chauffage prolongé de l'acier austénitique inoxydable à 700-900° ou un refroidissement lent à cause de températures élevées provoque la formation d'une phase de plomb intermétallique dure et cassante, ce qui peut entraîner une très forte perte de viscosité. Le chauffage de l'acier au-dessus de 900° élimine ce phénomène, assurant la transition de la phase a fragile en une solution solide. La précipitation de la phase a peut se produire directement à partir de l'austénite ou de la ferrite formée après la transformation de l'u-N.a.s., qui a une phase 0 dans sa structure, est plus sujette à la fissuration en raison de changements thermiques. Le degré d'efficacité de l'influence des éléments d'alliage sur la réduction de la température de transformation martensitique augmente en conséquence. ordre : silicium (0,45), manganèse (0,55), chrome (0,68), nickel (1), carbone ou azote (27).
La libération de carbures d'une solution solide (austénite) provoque une modification de la concentration des éléments d'alliage dans celle-ci, ce qui peut provoquer une transformation structurelle partielle et une modification du magnétisme, notamment dans les alliages situés près de la limite entre les régions de y ~ et phases a. Cette transformation se produit principalement le long des joints de grains, là où la solution solide est la plus pauvre en carbone et en chrome, ce qui rend l'acier sujet à la corrosion intergranulaire. Lorsqu'il est exposé à des environnements agressifs, cet acier se détériore rapidement, et plus sa teneur en carbone est élevée.
Acier austénitique inoxydable du groupe intermédiaire (00X18N10, 00X17G9AN4, 0X17N5G9BA) pour une courte durée. chauffer pendant 5 à 30 minutes. ne devient pas très sujet à la corrosion intergranulaire. Cela permet de réaliser des soudages sans risque de corrosion intergranulaire au niveau du joint soudé et de la zone thermique. influence si elle est réalisée assez rapidement.
La résistance de l'acier au chrome-nickel peut être considérablement augmentée par l'écrouissage lors du laminage à froid, de l'étirage et de l'emboutissage. Dans ce cas, Bb peut atteindre 120 kg ! mm2 pour les feuilles et les rubans, 0O.2 passe à 100-120 kg ! mm2 pour le plastique. les propriétés passent de 50-60% à 10-18%. Toutefois, cette réserve de plasticité est suffisante pour la fabrication de pièces. Pour le fil, cela passe à 180-260 kg!mm2. Comparé à l'acier inoxydable ferritique et semi-ferritique
Aciers chrome-nickel type 18-8 (00Х18Н10, 0Х18Н10, Х18Н9, 2Х18Н9). Les aciers à faible teneur en carbone (00Х18Н10 et 0Х18Н10) sont utilisés au Ch. arr. comme fil électrode pour le soudage. Plus la teneur en carbone du fil de soudage est faible, plus la corrosion est élevée. durabilité des soudures. Les aciers Kh18N9 et 2Kh18N9 ont une forte tendance à la corrosion intergranulaire même de courte durée. chauffage dans la plage de températures modérées, par conséquent, après le soudage, les pièces sont soumises à un durcissement jusqu'à une structure austénitique. En général Les aciers X18N9 et 2X18N9 sont utilisés à l'état trempé à froid pour la fabrication de pièces d'avions et d'automobiles à haute résistance, assemblées par soudage électrique par points ou au rouleau.
L'acier chrome-manganèse-nickel Kh14G14N avec une teneur en chrome de 12 à 14 % est sujet à la corrosion intergranulaire pendant le soudage et après chauffage dans une plage de température dangereuse. Il est utilisé pour les pièces d'équipement qui nécessitent une ductilité élevée et des propriétés non magnétiques. Corrosion la durabilité est proche de 12 à 14 % des aciers au chrome. Après durcissement, sa résistance est supérieure à celle de l'acier de type 18-8. Soudé de manière satisfaisante manuellement et automatiquement. soudage au rouleau et par points à l'aide de fil d'apport en acier chrome-nickel type 18-8. Thermique Le traitement de l'acier après soudage (sauf traitement par points) est établi en fonction de la teneur en carbone par la méthode d'essais de contrôle des échantillons soudés pour la corrosion intergranulaire conformément à GOST 6032-58.
L'acier 2Х13Г9Н4 est utilisé pour la fabrication de structures à haute résistance, Ch. arr. à partir de profilés laminés à froid. bandes. La résistance et la dureté de cet acier augmentent lors de la déformation à froid plus rapidement que celles de l'acier au chrome-nickel de type 18-8. Par conséquent, lors du laminage à froid de bandes, de grands degrés de déformation ne doivent pas être autorisés pour éviter une perte excessive de ductilité.
Cet acier fonctionne de manière fiable dans des conditions de grand froid et est largement utilisé dans l'industrie alimentaire. Maintient une mécanique élevée St. jusqu'à 450°. A tendance à la corrosion intercristalline, sert donc de Ch. arr. pour la fabrication de pièces dont le raccordement est réalisé par soudage par points ou au rouleau. Pour la même raison, lors des thermiques lors du traitement de bandes laminées à froid, des niveaux plus élevés doivent être utilisés. taux de refroidissement.
Aciers X rhum-manganèse-nickel avec une teneur en chrome de 17-19% et l'ajout d'azote (X17AG14 et X17G9AN4) ont une haute résistance à la corrosion atmosphérique et aux environnements oxydants. Pour les pièces fabriquées par soudage atomique à l'arc, à l'argon-arc, au gaz et à l'hydrogène, il est nécessaire d'utiliser de l'acier à faible teneur en carbone (0,03-0,05%) et de contrôler strictement le processus pour éviter l'apparition d'une tendance à la corrosion intergranulaire dans les pièces soudées. les articulations. Pour les pièces fabriquées par soudage par points ou au rouleau et les pièces soumises à des chocs thermiques après soudage. traitement, ainsi que pour les pièces fonctionnant en ATM. conditions, un acier de ce type avec une teneur en carbone plus élevée peut être utilisé.
Aciers au chrome-nickel de type 18-8 avec additifs de titane ou de niobium (Х18Н9Т, Х18Н10Т, 0Х18Н10Т, 0Х18Н12Т, 0Х18Н12Б). Les ajouts de titane ou de niobium réduisent la sensibilité de l'acier à la corrosion intergranulaire. Le titane et le niobium forment des carbures stables tels que TiC et NbC, tandis que le chrome, utile pour augmenter la résistance à la corrosion, ne fait pas partie des carbures et reste en solution solide. Le titane est introduit dans l'acier 4 à 5,5 fois plus et le niobium 8 à 10 fois plus que le carbone. Lorsque la teneur en titane ou niobium par rapport au carbone est à la limite inférieure, l'acier n'est pas toujours résistant à la corrosion intergranulaire, notamment dans des conditions de longue durée de vie des pièces à températures modérées (500-800°). Ceci est dû à l'influence de l'azote, toujours présent dans l'acier, qui lie une partie du titane en nitrures, ainsi qu'à l'influence du traitement thermique. Surchauffe de l'acier lors d'une opération thermique le traitement (au-dessus de 1100°) ou le soudage sont considérés comme nocifs, notamment dans les cas où le rapport entre le titane et le carbone est à la limite inférieure selon la formule Ti ^5 (%G -0,02). Dans ce cas, l’acier 1Kh18N9T durci à des températures supérieures à 1 150° devient sujet à la corrosion intergranulaire. Dans le cas des normes, régimes thermiques. traitement (durcissement à partir de 1050°) et pour de courtes périodes. chauffage, il faut que le rapport titane ou niobium/carbone soit respectivement d'au moins 5 et 10. Pour la durée et le service des pièces à 500-750°, il est important que ces rapports soient d'au moins 7-10 pour le titane et 12 pour le niobium. Pour réduire la susceptibilité de l'acier à la corrosion intergranulaire, il est conseillé de réduire considérablement la teneur en carbone à 0,03-0,05 %. La résistance à la corrosion des joints soudés en acier de ce type dépend de la teneur en titane et en carbone de la base. métal et soudure. Parce que Le titane brûle fortement pendant le soudage, c'est pourquoi des électrodes spéciales sont utilisées pour les électrodes. des revêtements qui contiennent du titane sous forme de ferro-titane pour compenser la perte de titane dans le fil d'apport. Le plus souvent, le fil d'apport est en acier au chrome-nickel de type 18-8 sans titane, mais avec une très faible teneur en carbone (^0,06%) (aciers 0Х18Н9 et 00Х18Н10) ou des électrodes en acier de type 18-12 avec niobium (0Х18Н12Б ). Dans les joints soudés en acier 1Х18Н9Т, fonctionnant dans des environnements contenant de l'azote, une corrosion de type couteau peut se produire en raison de l'augmentation (>0,06 %) de la teneur en carbone de l'acier. Par conséquent, certaines parties des équipements de production d'acide nitrique sont en acier 0Х18Н10Т avec une teneur en carbone de 0,06 %. De plus, cet acier présente une résistance globale à la corrosion plus élevée.
Dans le métal fondu déposé d'un joint soudé entre l'acier et le titane, qui a une structure à deux phases (y+a), une transformation -^a est possible lors d'un chauffage prolongé dans la plage de température modérée (650-800°), conférant grande fragilité de la soudure. Pour restaurer la ténacité de la soudure et augmenter la corrosion. Pour plus de durabilité, il est recommandé d'utiliser une cure stabilisante à une température de 850-900°. Il est également très utile pour éliminer le durcissement et éliminer la fissuration par corrosion sous contrainte dans le chlorure de magnésium bouillant et dans d’autres environnements contenant des ions chlore.
Acier chrome-manganèse-nickel avec l'additif niobium 0Kh17N5G9BA a un résistance à la corrosion intergranulaire et à la corrosion élevée. résistance dans les joints soudés fonctionnant sous azote gazeux. L'acier n'a pas une immunité complète contre la corrosion intergranulaire en cas d'exposition prolongée à des températures dangereuses ; il présente une tendance à la corrosion intergranulaire après un chauffage prolongé à 500-750° (Fig. 7). À haute température, il possède à peu près les mêmes propriétés mécaniques. Saints, que les aciers chrome-nickel de type 18-8.
L'acier Kh14G14NZT a un résistance et haute ductilité, non sujet à la corrosion intergranulaire et peut être utilisé pour la fabrication de pièces soudées sans traitement thermique ultérieur. traitement. Mécanique Les propriétés de cet acier peuvent être augmentées par laminage à froid. Un chauffage dans la plage de température de 500 à 700° ne modifie pas les propriétés mécaniques. Acier inoxydable à température ambiante. L'acier est produit sous forme de tiges, de tôles et de bandes et peut être bien soudé avec tous les types de soudage en utilisant du fil de soudage en acier de type 18-8 sans ou avec du niobium.
Aciers chrome-nickel-molybdèneХ17Н13М2Т et X 17H 13M 3T sont utilisés dans la fabrication d'équipements pour la production d'art, d'engrais, dans l'industrie de la papeterie, dans l'industrie chimique. industrie de la construction mécanique et du raffinage du pétrole. Les aciers présentent une résistance élevée à la corrosion contre le soufre, le phosphore bouillant, l'acide formique et acétique, ainsi que les aciers à haute teneur en molybdène - dans les solutions chaudes de chaux décolorante. Les aciers à haute teneur en carbone (>0,07 %) deviennent sujets à la corrosion intergranulaire lors du soudage et du refroidissement lent, ainsi que dans des conditions de chauffage prolongé dans la plage modérée : température.
Les aciers au chrome-nickel-molybdène peuvent être bien soudés en utilisant un fil d'apport de même composition que le matériau de soudage.
Acier chrome-nickel-molybdène 0Х23Н28М2Т, grâce à l'additif au molybdène et à la teneur élevée en nickel, présente une résistance élevée à la corrosion dans les solutions diluées d'acide sulfurique (jusqu'à 20 %) à une température ne dépassant pas 60°C, l'acide phosphorique contenant des composés fluorés et d'autres environnements très agressifs. Il est utilisé dans les pièces de machines pour la production d’art et d’engrais. Après durcissement en austénite, l'acier présente une résistance modérée et une ductilité élevée, avec une bonne soudabilité. Malgré sa teneur en titane, l'acier devient sujet à la corrosion intergranulaire après une courte période de temps. chauffage à 650°, si le rapport teneur en titane sur teneur en carbone est inférieur à 7.
Les propriétés technologiques de l'acier austénitique inoxydable sont tout à fait satisfaisantes : le traitement sous pression est effectué à 1150-850° et pour les aciers au cuivre, la plage de travail à chaud est rétrécie (1100-900°). L'acier inoxydable austénitique à haute température est moins sujet à la croissance des grains que les aciers martensitiques et ferritiques. À température ambiante N.a.s. a un coefficient élevé. dilatation linéaire, augmentant avec l'augmentation de la température de chauffage et coefficient réduit. conductivité thermique. Cependant, à des températures élevées, la différence entre a et q N.a.s. et la qualité de l'acier ferritique diminue. Par conséquent, chauffer N.a.s. en bas Les températures doivent être effectuées lentement et à des températures élevées (au-dessus de 800°) - rapidement.
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les aciers sont divisés en austénitique, austénitique-ferritique, austénitique-martensitique
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Les aciers et alliages austénitiques fortement alliés existants se distinguent par la teneur en principaux éléments d'alliage - chrome et nickel et par la composition de l'alliage de base. Les aciers austénitiques fortement alliés sont considérés comme des alliages à base de fer alliés à divers éléments en quantités allant jusqu'à 55 %, dans lesquels la teneur en principaux éléments d'alliage - chrome et nickel - n'est généralement pas supérieure à 15 et 7 %, respectivement. Les alliages austénitiques comprennent les alliages fer-nickel avec une teneur en fer et en nickel de plus de 65 % avec un rapport nickel/fer de 1:1,5 et les alliages de nickel avec une teneur en nickel d'au moins 55 %.
Les aciers et alliages austénitiques sont classés
- selon le système d'alliage,
- classe structurelle,
- propriétés
- et objectif officiel.
Les aciers et alliages fortement alliés sont les matériaux les plus importants, largement utilisés dans les industries chimiques, pétrolières, énergétiques et autres pour la fabrication de structures fonctionnant dans une large plage de températures. En raison de leurs propriétés mécaniques élevées à des températures inférieures à zéro, les aciers et alliages fortement alliés sont utilisés dans de nombreux cas comme aciers résistants au froid. La sélection appropriée des éléments d'alliage détermine les propriétés et le principal objectif de service de ces aciers et alliages (Tableaux 1 à 3).
Une caractéristique des aciers résistants à la corrosion est leur faible teneur en carbone (pas plus de 0,12 %). Avec un alliage et un traitement thermique appropriés, les aciers présentent une résistance élevée à la corrosion à 20 °C et à des températures élevées, à la fois dans un environnement gazeux et dans des solutions aqueuses d'acides, d'alcalis et de métaux liquides.
Les aciers et alliages résistants à la chaleur ont des propriétés mécaniques élevées à des températures élevées et la capacité de résister longtemps aux charges thermiques. Pour conférer ces propriétés, les aciers et alliages sont alliés à des éléments de renforcement - molybdène et tungstène (jusqu'à 7 % chacun). Un additif d'alliage important introduit dans certains aciers et alliages est le bore, qui favorise le raffinement du grain.
Les aciers et alliages réfractaires résistent à la destruction chimique de la surface dans des environnements gazeux à des températures allant jusqu'à 1 100 – 1 150°C. Ils sont généralement utilisés pour des pièces peu chargées (éléments chauffants, raccords de four, systèmes de gazoducs, etc.). La haute résistance au tartre de ces aciers et alliages est obtenue grâce à l'alliage avec de l'aluminium (jusqu'à 2,5%) et du silicium, qui contribuent à la création d'oxydes forts et denses à la surface des pièces qui protègent le métal du contact avec l'environnement gazeux.
Selon le système d'alliage, les aciers austénitiques sont divisés en deux types principaux : chrome-nickel et chrome-manganèse. Il existe également des aciers au chrome-nickel-molybdène et au chrome-nickel-manganèse.
Selon la structure de base obtenue par refroidissement à l'air, on distingue les classes d'aciers austénitiques suivantes : austénitique-martensitique, austénitique-ferritique, austénitique.
Les alliages à base de fer-nickel (avec une teneur en nickel supérieure à 30 %) et à base de nickel ont une structure austénitique stable et ne subissent pas de transformations structurelles lorsqu'ils sont refroidis à l'air. Actuellement, les aciers et alliages austénitiques au borure Kh15N15M2BR1 (EP380), Kh25N20S2R1 (EP532), KhN77SR1 (EP615) et austénitiques à haute teneur en chrome KhN35VYu (EP568), KhN50 (EP668), dont la structure principale contient de l'austénite et du borure ou du chrome-nickel eutec, sont également utilisées respectivement les phases tic.
Après un traitement thermique approprié, les aciers et alliages fortement alliés ont des propriétés de résistance et de plasticité élevées (tableau 4). Contrairement aux aciers au carbone, ces aciers acquièrent des propriétés plastiques accrues lorsqu'ils sont durcis. Les structures des aciers fortement alliés sont variées et dépendent non seulement de leur composition, mais également des modes de traitement thermique, du degré de déformation plastique et d'autres facteurs.
La position des régions de phase sur les diagrammes de phase est déterminée principalement sous la forme de sections pseudo-binaires des systèmes fer-chrome-nickel ou fer-chrome-manganèse (Fig. 1). Les alliages fer-chrome-nickel immédiatement après solidification contiennent des solutions solides des types suivants : α Et γ et région hétérogène de solutions solides mixtes α + γ . La stabilité de l'austénite est déterminée par la proximité de la composition avec la limite α - Et γ -Régions L'instabilité peut se manifester lors d'un chauffage à des températures modérées et d'un refroidissement ultérieur, lorsque la structure austénitique fixée par refroidissement rapide se transforme partiellement en martensitique. Une augmentation de la teneur en nickel dans ces alliages contribue à une diminution de la température γ → α (M)-transformations (Fig. 2).
Riz. 1. Coupes verticales des diagrammes de phases fer-chrome-nickel (a) et fer-chrome-manganèse (b)
Riz. 2. Evolution de la température de transformation martensitique des alliages fer-chrome-nickel en fonction de l'alliage
L'instabilité se manifeste lors de la déformation à froid, lorsque les aciers de type 18-8, en fonction du degré de déformation, modifient leurs propriétés magnétiques et mécaniques (Fig. 3). De plus, l'instabilité des aciers austénitiques peut être provoquée par la libération de carbures de la solution solide lorsque la température change, accompagnée d'une modification de la concentration en carbone et en chrome. Cela provoque une perturbation de l'état d'équilibre et la transformation de l'austénite en ferrite et martensite principalement le long des joints de grains, où l'on observe le plus grand appauvrissement en chrome et en carbone dans la solution solide.
Riz. 3. Evolution des propriétés mécaniques de l'acier au chrome-nickel (18% Cr, 8% Ni, 0,17% C) en fonction du degré de déformation à froid (compression)
Dans le système ternaire des alliages fer-chrome-manganèse, après solidification, une série continue de solutions solides avec γ -réseau et lors d'un refroidissement ultérieur, en fonction de la composition de l'alliage, diverses transformations allotropiques se produisent. Le manganèse est l'un des éléments qui se dilatent γ - zone, et à cet égard est similaire au nickel. Avec des concentrations suffisantes de manganèse (>15%) et de chrome (<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.
Lors de la cristallisation des aciers au chrome-nickel, les cristaux de ferrite au chrome-nickel, qui possède un réseau de fer δ, commencent d'abord à tomber de la masse fondue (Fig. 4). En refroidissant, les cristaux de δ-ferrite forment de l'austénite de chrome-nickel, qui a un réseau γ -le fer, et l'acier acquiert une structure austénitique. Carbone dans les aciers austénitiques-ferritiques et austénitiques à des températures supérieures à la ligne S.E. est en solution solide et sous forme de phases interstitielles. Refroidissement lent de l'acier en dessous de la ligne S.E. conduit à la libération de carbone de la solution solide sous la forme d'un composé chimique - des carbures de chrome de type Cr 23 C 6, situés principalement le long des joints de grains. Refroidissement supplémentaire en dessous de la ligne S.K. favorise la précipitation de ferrite secondaire le long des joints de grains. Ainsi, lorsqu'il est lentement refroidi jusqu'à 20°C, l'acier présente une structure usténitique avec des carbures secondaires et de la ferrite.
Riz. 4. Diagramme de phases pseudo-binaire en fonction de la teneur en carbone pour l'alliage 18% Cr, 8% Ni, 74% Fe
Lors d'un refroidissement rapide (trempe), la décomposition de la solution solide n'a pas le temps de se produire et l'austénite se fixe dans un état sursaturé et instable.
La quantité de carbures de chrome précipités dépend non seulement de la vitesse de refroidissement, mais également de la quantité de carbone présente dans l'acier. Lorsque sa teneur est inférieure à 0,02 - 0,03 %, c'est-à-dire en dessous de la limite de solubilité dans l'austénite, tout le carbone reste en solution solide. Dans certaines compositions d'aciers austénitiques, un refroidissement accéléré peut conduire à la fixation de la δ-ferrite primaire dans la structure, empêchant ainsi les fissures à chaud.
Un changement dans la teneur en éléments d'alliage dans l'acier affecte la position des régions de phase. Le chrome, le titane, le niobium, le molybdène, le tungstène, le silicium, le vanadium, étant des ferritisants, contribuent à l'apparition d'un composant ferritique dans la structure en acier. Le nickel, le carbone, le manganèse et l'azote maintiennent la structure austénitique. Toutefois, les principaux éléments d'alliage des aciers considérés sont le chrome et le nickel. En fonction de leur rapport, les aciers sont parfois divisés en aciers ayant une petite réserve austénitique (%Ni/%Cr)≤1 et une grande (%Ni/%Cr)>1.
Dans les aciers austénitiques au chrome-nickel alliés au titane et au niobium, il se forme non seulement des carbures de chrome, mais également des carbures de titane et de niobium. Lorsque la teneur en titane Ti > [(%C–0,02)*5] ou en niobium Nb > (%C*10) tout le carbone libre (au-dessus de la limite de sa solubilité dans l'austénite) peut être libéré sous forme de titane ou de niobium. les carbures et l'acier austénitique ne sont plus sujets à la corrosion intergranulaire. La précipitation des carbures augmente la résistance et réduit les propriétés plastiques des aciers. Cette propriété des carbures est utilisée pour le durcissement au carbure des aciers résistants à la chaleur, réalisé en combinaison avec un durcissement intermétallique avec des particules de Ni 3 Ti ; Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W, (N, Fe) 2 Ti, etc. Les composés intermétalliques comprennent également la phase σ, qui se forme dans les aciers au chrome-nickel lors d'un chauffage prolongé ou d'un refroidissement lent à des températures inférieures à 900 - 950°C. Sa solubilité est limitée dans α - Et γ -des solutions solides et, étant libérées principalement le long des joints de grains, renforcent l'alliage et en même temps réduisent fortement les propriétés plastiques et la résistance aux chocs du métal. Des concentrations accrues de chrome (16 à 25 %) et d'éléments ferritisants (molybdène, silicium, etc.) dans l'acier contribuent à la formation de la phase σ à 700-850°C. La séparation de cette phase se produit principalement avec la formation d'une phase intermédiaire de ferrite ( γ →α→ σ ) ou transformation δ-ferrite (δ → σ ). Cependant, il est également possible de l'isoler directement d'une solution solide ( γ → σ ).
Dans les aciers au chrome-manganèse à haute teneur en chrome et en manganèse, des précipitations sont également observées lors d'un refroidissement lent. σ -phases. Le carbone des aciers chrome-manganèse et chrome-manganèse-nickel conduit à un durcissement par dispersion des aciers après traitement thermique approprié, notamment lorsqu'il est associé à des éléments formant carbure (vanadium, niobium et tungstène).
Le renforcement des aciers austénitiques au borure est principalement dû à la formation de borures de fer, de chrome, de niobium, de carbone, de molybdène et de tungstène. Conformément à ces procédés, les aciers austénitiques sont divisés, selon le type de trempe, en trempes au carbure, au borure et intermétallique. Cependant, dans la plupart des cas, en raison de la teneur en aciers et alliages d'un grand nombre d'éléments d'alliage différents, leur renforcement se produit en raison de l'influence complexe des phases dispersées et des inclusions intermétalliques.
Tableau 1. Composition de certains aciers et alliages austénitiques résistant à la corrosion, %
Tableau 2. Composition de certains aciers et alliages austénitiques résistants à la chaleur, %
Tableau 3. Composition de certains aciers et alliages austénitiques résistants à la chaleur, %
Tableau 4. Propriétés mécaniques typiques de certaines nuances d'aciers et d'alliages austénitiques et austéno-ferritiques fortement alliés
E.G. NAZAROV, S.B. MASLENKOV
TSNIICHERMET
ISSN0026-0819. « Science des métaux et traitement thermique des métaux », n° 3, 1970
Le traitement thermique affecte la structure (taille des grains, taille des blocs, taille et quantité des phases dispersées, nature de leur répartition), et façonne également l'état des joints de grains et la libération dirigée des phases de renforcement, ce qui augmente considérablement les propriétés de la chaleur. matériaux résistants.
Le traitement mécanique précède généralement le traitement thermique, mais est souvent utilisé après le traitement thermique, ainsi qu'avant et après celui-ci.
Les pièces et produits semi-finis sont soumis à un traitement thermique avant le fonctionnement, mais parfois (en tout ou en partie) ils sont traités pendant le fonctionnement.
Les aciers et alliages austénitiques à durcissement par précipitation sont soumis à différents types de traitements thermiques : recuit, trempe, revenu (vieillissement ou durcissement par précipitation) et revenu de détente.
Lors d'usinages ou autres opérations, le métal se fragilise. Pour éliminer la fragilité et réduire la dureté des alliages, un recuit est utilisé. Lors du recuit, les alliages sont chauffés à des températures élevées d'environ 1 000 à 1 250 °C (en fonction de la composition chimique de l'alliage), maintenus pendant 0,5 à plusieurs heures (en fonction de la masse de la pièce ou de la pièce) et refroidis à la vitesse la plus élevée possible. . Pour les alliages moins alliés, le refroidissement dans l'eau est autorisé, mais pour les alliages complexes fortement alliés, le refroidissement dans l'air dans l'huile et d'autres fluides de refroidissement doux est préférable, car le refroidissement dans l'eau peut entraîner des fissures thermiques.
Pour obtenir des propriétés de résistance et de résistance à la chaleur élevées, les aciers et alliages résistants à la chaleur sont soumis à un double traitement consistant en un durcissement et un vieillissement ultérieur.
Pour les alliages considérés, l'opération de trempe diffère par son effet du durcissement des aciers au carbone et est réalisée dans le but de dissoudre les phases carbure et intermétalliques dans une solution solide, c'est-à-dire pour obtenir une solution solide homogène avec une dureté minimale. Aux États-Unis et en Angleterre, le durcissement des aciers au carbone ordinaires est appelé « durcissement », c'est-à-dire l'acquisition de dureté ; le durcissement des alliages résistants à la chaleur est appelé « traitement en solution », c'est-à-dire la transformation en une solution (solide).
Pour tous les aciers et alliages résistants à la chaleur à durcissement par dispersion, la température de chauffage pour le durcissement est approximativement la même que la température de recuit.
En maintenant à haute température, les phases en excès sont dissoutes dans une solution solide et des grains de la taille requise sont obtenus. La granulométrie des aciers et alliages dépend de la température de chauffage et du temps de maintien.
Souvent, après la trempe, il est recommandé de procéder à un refroidissement plus rapide pour éviter la précipitation de phases en excès. Cependant, comme nous le verrons ci-dessous, cela n'est pas nécessaire, en particulier lors du traitement d'alliages austénitiques complexes, dans lesquels, même avec un refroidissement relativement rapide, un durcissement catathermique se produit, c'est-à-dire la libération de phases de renforcement lors d'un refroidissement à partir d'une température élevée. Ce processus dépend de la tendance des alliages au durcissement par dispersion, il est donc nécessaire de s'attarder sur ce phénomène important.
Le durcissement par dispersion ou vieillissement des aciers et alliages peut être : anathermique, catathermique et isotherme. Le vieillissement diathermique se produit lors du processus de chauffage d'un acier ou d'un alliage à une température en augmentation continue, le vieillissement catathermique se produit lors du processus de refroidissement d'un acier ou d'un alliage à une température en diminution continue. Le vieillissement isotherme se produit à température constante
Il existe des alliages à durcissement faible, modéré et fort. Il n'y a pas de distinction nette entre eux, mais il est facile de séparer ces groupes d'alliages en fonction de l'intensité des processus de durcissement par dispersion. Selon ce principe, pour la première fois dans le travail, et plus tard dans le travail, les alliages à durcissement par dispersion ont été divisés en trois groupes.
Aciers à durcissement élevé par précipitation et les alliages sont généralement efficacement renforcés grâce au durcissement lors du vieillissement catathermique. Ces alliages contiennent 5 à 7 % ou plus de phase de renforcement. Un vieillissement supplémentaire de ces alliages entraîne peu ou presque aucune augmentation de la dureté et de la résistance, par exemple des alliages tels que : NH35VTYu (EI787), EI929, EI867, Yudimet 700, Nin-109, Nin-115, etc. La composition chimique de les alliages sont donnés dans le tableau. 3 et 4.
Alliages à durcissement modéré sont renforcés lors du vieillissement catathermique et, dans une plus large mesure, lors du vieillissement isotherme. Ces alliages KhN35VT (EI612), EI612K, KhN35VTR (EI725), EP164, A-286, Discaloy-24 contiennent 2 à 5 % de la phase de renforcement.
Alliages à durcissement faible ou faible en dispersion ne sont renforcés que lors du vieillissement isotherme artificiel. Ces aciers et alliages ne sont pas sujets au vieillissement catathermique et contiennent une faible quantité d'une phase de renforcement (jusqu'à 2 %). Ce groupe comprend les alliages : EI813, Kh25N16G7AR (EI835), EI435, Nim-75, V-480S, etc.
Ainsi, il n'est pas nécessaire d'assurer un refroidissement rapide des alliages après un chauffage à haute température. Le renforcement nécessaire des alliages de l'un ou l'autre groupe peut être obtenu grâce à un vieillissement catathermique naturel ou isotherme artificiel, ou, enfin, grâce à leurs combinaisons.
Double durcissement. Pour certains alliages, notamment ceux contenant une quantité importante de phase de renforcement, la meilleure combinaison de propriétés mécaniques est obtenue après double durcissement (normalisation). La première normalisation à haute température (1 170-1 200 °C) garantit la formation d'une solution solide homogène et de grains relativement grossiers, qui contribuent à une résistance au fluage la plus élevée. La deuxième normalisation à basse température (1 000-1 100 °C) conduit à une précipitation prédominante de carbures le long des joints de grains et à la formation d'une phase de renforcement de dispersion variable. Des précipités de phase γ' plus gros se forment lors du refroidissement à partir de 1 050 °C dans l'air. Pour de nombreux alliages - KhN70VMTYu (EI617), EI929, KhN35VTYu (EI787), série "Nimonic" - après double normalisation suivie d'un vieillissement, les propriétés de résistance à la chaleur et plastiques augmentent considérablement.
Durcissement par dispersion (vieillissement). Pour obtenir des propriétés de résistance élevée, presque tous les alliages résistants à la chaleur sont soumis à un durcissement par dispersion (séparation des phases dispersées d'une solution solide) avant utilisation. La composition et la nature des phases de renforcement déterminent les régimes de température de vieillissement pour un alliage donné.
Les alliages réfractaires à base de nickel-chrome, de fer-nickel-chrome et de cobalt-nickel-chrome contiennent :
a) les carbures primaires (TiC, VC, TaC, ZrC, NbC, etc.), ayant une température de dissociation très élevée ;
b) les carbures secondaires (M 23 C 6 ; M 6 C ; M 7 C 3), libérés de la solution solide. Le carbure M 23 C 6 est formé en alliages contenant 5 % de Cr ou plus ;
c) les principales phases γ' intermétalliques de renforcement (Ni 3 Ti, Ni 3 Al, Ni 3 Nb, etc.). En raison de la fine dispersion de ces phases et de la cohérence avec la solution solide, les alliages lors de leur formation acquièrent une résistance thermique maximale.
Les aciers et alliages trempés au carbure sont utilisés à des températures plus basses que les alliages trempés intermétalliques. Les carbures sont moins dispersés, plus sujets à la coagulation et répartis de manière moins uniforme dans la matrice de l'alliage que les phases γ'. Cependant, pour obtenir une résistance thermique moyenne, un seul renforcement au carbure suffit. Les phases carbure renforcent en outre les alliages qui durcissent à la suite de la précipitation de la phase γ'.
La morphologie des particules de phases γ' et de carbures dépend en grande partie du traitement thermique et de sa durée et régule les propriétés des alliages. La durée de l’exposition thermique conduit à un élargissement de la taille des particules de la phase γ’ et provoque des réactions qui se produisent principalement aux joints de grains. Pour comprendre les processus se produisant dans les alliages lors du traitement thermique et prédire leurs propriétés lors d'un service à long terme, il est très important de connaître la composition exacte de la phase γ' à n'importe quelle température et les différents temps de maintien à cette température, ainsi que la composition chimique de la solution solide matricielle. Les taux de transformation des phases carbure et intermétalliques et leurs réactions peuvent en outre être évalués à l'aide de données issues de la cinétique des changements de dureté, des propriétés physiques et mécaniques. Dans les alliages à base de nickel résistants à la chaleur les plus courants contenant du chrome et du cobalt, alliés à l'aluminium, au titane et au molybdène, les réactions de transformation peuvent être exprimées sous la forme d'une équation : MS+γ→ M6C+γ+γ’+ MS, Où Méléments : Cr, Ti, Ta et autres ; M'- les mêmes éléments formant carbure que dans M. Selon les travaux, environ la moitié de la quantité de carbone reste dans les carbures MS, que nous appelons conventionnellement MS; Phase γ' (Ni 3 M) - un composé d'excès de titane et d'aluminium dans une solution γ solide avec du nickel.
Carbures M6C se forment à 980-1150 °C, tandis que la réaction du carbure MS→M 23 S 6 se produit entre 760 et 980 °C. Il a été établi que si l'alliage contient du molybdène et du tungstène en quantité >6 %, les carbures seront principalement libérés sous forme M 23 S 6, il est toutefois indiqué que cette disposition semble être inexactement justifiée. Cela dépend évidemment de la teneur en carbone.
Des études réalisées sur l'alliage V-1900 ont établi les réactions qui s'y produisent après traitement thermique (1080 °C 4 h, air+899 °C 10 h, air) et lors d'un vieillissement prolongé jusqu'à 2400 hà 980 °C. Ils sont exprimés par l'équation :
MS + γ + γ’ → M6C+ γ + reste γ’.
Carbures MS (UN= 4,37 Å) sont riches en titane, tantale et carbures M6C (UN= 11,05 Å) sont riches en molybdène, nickel et cobalt. Carbures M6C sont observés sous deux formes : globulaire et lamellaire. Au fil du temps, les globules et les plaques de carbures grossissent. Les précipités de la phase γ' sont initialement globulaires, puis la phase γ' apparaît sous forme de plaques ; au fil du temps, à des températures élevées, ils grandissent, s'agglomèrent et s'allongent. Dans le même temps, les précipités de la phase γ' entourent tous les carbures et joints de grains sous la forme d'une coque. L'application d'une tension accélère considérablement le processus de transition du carbure MS en carbures M6C et les changements intermétalliques. Dans les alliages à plus forte teneur en chrome, des carbures se forment principalement M 23 S 6.
La vitesse de réaction de la transformation en phase γ' est plus grande lorsque des contraintes sont appliquées pendant l'exposition à la chaleur que lorsque des contraintes sont obtenues précédemment. Les contraintes conduisent à des processus sélectifs de précipitation et de transformation et contribuent à l'épaississement des joints de grains, provoquant un allongement et une coalescence des phases de renforcement, comme cela a été montré dans les travaux. Le grossissement des grains permet d'accélérer les réactions de transformations des phases carbure et intermétallique se produisant dans les zones limites. Par exemple, l’apparition d’une phase lamellaire à haute température dans les alliages est détectée beaucoup plus tôt dans les alliages à gros grains.
Les travaux ont établi la formation d'une phase intermétallique Ni 2 -Al, Ti dans l'alliage 15 Cr-25 Ni-3 Al-2,5 Ti, ainsi que de la phase γ' Ni 3 (Al, Ti). La phase Ni 2 Al, Ti se forme lors du vieillissement à 700 °C et se présente sous la forme de plaques dont la taille augmente avec le temps de vieillissement. Cette phase est libérée principalement dans les zones exemptes de phase γ’, ainsi que le long des joints de grains. Il est incohérent avec la solution solide, donc des microvides avant la destruction de l'alliage se forment principalement à proximité de ses précipités.
Phases de lavage(AB 2) - renforcent légèrement les alliages en raison de leur incohérence avec la solution solide et de leur instabilité thermique. Mais en présence d'une phase γ' dans la structure, les phases de Laves permettent, du fait de la durée inhérente de la période d'incubation des précipitations, de prolonger la durée de vie des alliages à des températures ne dépassant pas 750 °C.
Phases borurées- taper M3À 2 HEURES , M3 DANS, M5 Les 5 alliages de bore différents ont des compositions chimiques complexes. Par exemple, dans ce travail, ces phases correspondent au composé (Mo 0,5 Cr 0,25 Ti 0,15 Ni 0,10) 3 B 2
En fonction de la présence de certaines phases et de l'état de l'alliage (coulé, déformé), des modes de durcissement par dispersion sont prescrits. La température de vieillissement ne doit pas provoquer de dissolution des phases de renforcement ni de coagulation ou coalescence. Bien que dans certains cas, pour obtenir les propriétés souhaitées, il soit nécessaire d'appliquer délibérément des températures élevées, provoquant la coagulation des particules et leur libération sous une forme moins dispersée. Généralement, le vieillissement des alliages avec durcissement au carbure est effectué à 600-800 °C, avec durcissement intermétallique à 700-1 000 °C, en fonction du nombre et de la composition des phases en excès. Avec une augmentation de la quantité de phase de renforcement (la somme du titane et de l'aluminium) dans les alliages, la température de vieillissement augmente également (voir Fig. 1). Les alliages contenant plus de 8 % (Ti+Al) sont uniquement chauffés à 1 050-1 200 °C et refroidis à l'air. En raison du vieillissement catathermique, ces alliages acquièrent un durcissement maximal (par exemple, les alliages ZhS6-K et EI857). Les alliages Rene 100 et IN-100 avec 9 à 10,5 % (Ti+Al) sont vieillis à ~1 000 °C, mais il s'agit essentiellement d'un second durcissement et non d'un vieillissement. Apparemment, pour de tels alliages, ce vieillissement à haute température n'est pas nécessaire ; ils sont encore plus sensibles au vieillissement catathermique, et pour eux, le refroidissement à l'air à partir des températures de normalisation est tout à fait suffisant, comme le montre, par exemple, la figure de l'alliage IN-100.
Fig. 1.
Les modes de vieillissement peuvent être modifiés en fonction des propriétés requises de l'alliage. Il existe des régimes de vieillissement par étapes - doubles et plus complexes, mais ils ne sont pas très pratiques. Pour une durée de vie à court terme et surtout pour une durée de vie à long terme, l'utilisation de modes de vieillissement en plusieurs étapes est totalement injustifiée, car les structures résultantes au cours de traitements thermiques complexes changent inévitablement dans des conditions de fonctionnement à long terme, sous le influence de la température et de la charge. Les processus de vieillissement des alliages continuent de se produire quel que soit leur état structurel initial. Les particules de la phase de renforcement coagulent, fusionnent et les particules instables se dissolvent dans la solution solide, des libérations répétées et répétées de nouvelles particules plus équilibrées (à ce stade) se produisent, ces processus se produisent simultanément. Selon les conditions de température, l'un ou l'autre processus peut prédominer. Après exposition (généralement de 4 à 16 h) aux températures de vieillissement, les alliages sont refroidis à l'air.
Les régimes de traitement thermique typiques pour les alliages étrangers sont présentés dans le tableau. 1. et pour les domestiques - dans le tableau. 2. Les compositions chimiques de ces alliages sont données dans le tableau. 3 et 4. Il est à noter que l'on n'utilise quasiment jamais de recuit pour ces alliages, et que le recuit de trempe (normalisation) diffère très peu (voir tableau 1).
Tableau 1
| Alliage | Recuit | Traitement en solution solide | Vieillissement intermédiaire | Vieillissement final | ||||
| Température en °C | Temps dans h | Température en °C | Temps dans h | Température en °C | Temps dans h | Température en °C | Temps dans h | |
| Inconel-600 | 1038 | 1/4..1/2 | 1120 | 2 | — | — | — | — |
| Inconel-625 | 925..1038 | 1 | 1090..1200 | 1 | — | — | — | — |
| Inconel-700 | 1200 | 2 | 1180 | 2 | — | — | 870 | 4 |
| Inconel-718 | 955 | 1 | 955 | 1 | 732 | 8 | 720 | 8 |
| Inconel X-750 | 1038..1090 | 1/2..3/4 | 1150 | 2 | 845 | 24 | 700 | 20 |
| Nim-80A | 1080 | 2 | 1080 | 2 | — | — | 700 | 16 |
| Nim-90 | 1080 | 2 | 1080 | 2 | — | — | 700 | 16 |
| René-41 | 1080 | 2 | 1080 | 2 | — | — | 760 | 16 |
| Udimet-500 | 1080 | 4 | 1080 | 4 | 845 | 24 | 760 | 16 |
| Udimet-700* | 1138 | 4 | 1120..1175 | 4 | 870+ | 8 | 650+ | 24 |
| — | — | — | — | +985 | 4 | +760 | 8 | |
| Waspaloy | 1010 | 4 | 1080 | 4 | 845 | 24 | 760 | 16 |
| Inconel-713* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| Inconel-713C* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| EN-100* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| *Alliages moulés | ||||||||
Tableau 2
| Alliage | 1er durcissement | 2ème durcissement | Vieillissement final | |||
| Température en °C | Temps dans h | Température en °C | Temps dans h | Température en °C | Temps dans h | |
| EI435 | 980..1020 | 0,5 | — | — | — | — |
| ХН77TYUR | 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 | — | — |
| ZhS6K | 1200 | 4 | — | — | — | — |
| * Vieillissement intermédiaire à 900 °C 8 h. | ||||||
Tableau 3
| Nuance d'alliage | Contenu de l'élément en % | ||||||||
| C | Cr | Co | Mo | Nb | Ti | Al | Fe | Autres éléments | |
| Inconel-600 | 0,04 | 15 | — | — | — | — | — | 7 | — |
| Inconel-700 | 0,12 | 15 | 30 | 3 | — | 2,2 | 3,2 | 1 | — |
| Inconel-718 | 0,04 | 19 | — | 3 | 5 | 0,8 | 0,6 | 18 | — |
| Inconel X-750 | 0,04 | 15 | — | — | 1 | 2,5 | 0,9 | 7 | — |
| Nim-80A | 0,08 | 20 | 1 | — | — | 2,3 | 1,3 | 3 | — |
| Nim-90 | 0,08 | 20 | 18 | — | — | 2,5 | 1,5 | 3 | — |
| René-41 | 0,08 | 19 | 11 | 10 | — | 3 | 1,5 | 2 | 0,005B |
| Udimet-500 | 0,08 | 18 | 18 | 4 | — | 3 | 2,9 | 0,5 | 0,004 B |
| Udimet-520 | 0,05 | 19 | 12 | 6 | — | 3 | 2 | 0,5 | 0,005 V ; 1 W |
| Udimet-700 | 0,15 | 15 | 19 | 5 | — | 3,5 | 4,5 | 0,5 | 0,05B |
| Waspaloy | 0,10 | 20 | 14 | 4 | — | 3 | 1,3 | 0,75 | 0,004 B ; 0,06 Zr |
| Inconel-713 | 0,12 | 13 | — | 4,5 | 2 | 0,6 | 6 | 0,5 | — |
| Inconel-713C | 0,06 | 12 | 1,5 | 4,5 | 2 | 0,6 | 6 | 0,3 | — |
| EN-100 | 0,15 | 10 | 14 | 3 | — | 5 | 5,5 | — | 0,015 V ; 0,06 Zr ; 1,0 V |
| B-1900 | 0,10 | 8 | 10 | 6 | — | 1,0 | 6 | — | 0,015 V ; 0,08 Zr ; 4,5 Ta |
Tableau 4
| Nuance d'alliage |
|
|||||||||
| C | Cr | Co | Mo | W | Ti | Al | Fe | B | Autres éléments | |
| EI435 | 0,10 | 20 | — | — | — | 0,30 | 0,10 | 1 | — | — |
| ХН77TYUR | 0,05 | 20 | — | — | — | 2,5 | 0,8 | 1 | 0,01 | 0,10 Ce |
| ХН70ВМТУ | 0,10 | 15 | — | 3 | 6 | 2,1 | 2,1 | jusqu'à 5 | 0,02 | 0,02 Ce; 0,3V |
| 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 | — |
| ZhS6-K | 0,15 | 11,5 | 4,5 | 4 | 5 | 2,8 | 5,5 | 1 | 0,02 | — |
La température de durcissement à l'étranger est plus basse et le temps de maintien est beaucoup plus court (presque 2 fois) que la température de durcissement utilisée en URSS. En conséquence, les alliages étrangers ont des grains plus fins que ceux utilisés dans notre pays. Le second durcissement n'est pas utilisé à l'étranger, alors que dans notre pays, il est utilisé avec succès pour de nombreux alliages.
Donné dans le tableau. Les modes de traitement thermique typiques 1 et 2 peuvent être modifiés en fonction des besoins. On sait que les alliages à gros grains, obtenus par chauffage à haute température, ont une résistance au fluage plus élevée que les alliages à grains fins. Les alliages à gros grains (2-3 points) ont également une résistance à long terme nettement supérieure à des températures élevées. Cependant, dans le cas de températures moyennement élevées (600-700 °C), les alliages avec une granulométrie moyenne de 4 à 5 points ont une résistance thermique plus élevée. La structure à grains fins, en raison de l'énergie de surface plus élevée des joints de grains ramifiés, est plus instable, en particulier à des températures de fonctionnement élevées, c'est pourquoi la granulométrie des alliages résistants à la chaleur, en particulier ceux destinés à un service à long terme, doit correspondre à 3 -4 points sur l'échelle standard. Cette granulométrie est courante après chauffage à 1 100-1 120 °C et pour les alliages complexes à 1 150-1 170 °C.
A l’étranger, la plupart des alliages industriels sont chauffés à ces températures.
Pour obtenir des propriétés de résistance élevées à température ambiante et à basse température (~550 °C), la normalisation doit être effectuée à 950-1050 °C et le vieillissement à des températures plus basses, de sorte que les alliages soient à grain fin (5-6ème point ), renforcé par des phases '-précipitées γ finement dispersées.
Ainsi, le choix du mode de traitement thermique est déterminé par les propriétés mécaniques requises. Lors de l'utilisation d'alliages à durcissement par dispersion élevé pour fonctionner à des températures dépassant la plage de températures de durcissement par dispersion (par exemple, à 900-950 °C), ils ne sont soumis qu'à une seule normalisation. Lorsqu'ils sont chauffés à des températures de fonctionnement, les alliages durcissent intensivement pendant le processus de chauffage (vieillissement anathermique), ils reçoivent un durcissement maximal dans la zone de température de fonctionnement et peuvent résister avec succès aux charges pendant un certain temps. Cependant, les mêmes alliages, prévieillis, résistent moins bien aux températures et aux charges et sont donc moins efficaces. Les alliages à faible durcissement par dispersion (EI813, EI435, Inconel-600, etc.) ne sont pas soumis au vieillissement, car leur durcissement par dispersion a peu d'effet et se produit pendant le fonctionnement. Pour assurer la stabilité à long terme des alliages, une teneur modérée en phases de renforcement dans leur structure est nécessaire (c'est-à-dire l'utilisation d'alliages à durcissement modéré). Il est très important d'obtenir une séparation uniforme et maximale des phases intermétalliques et carbures finement dispersées, ce qui a été assuré par des modes de traitement par étapes. Les régimes de vieillissement progressifs, bien qu'ils conduisent à une perte des propriétés de résistance, augmentent considérablement les propriétés plastiques et réduisent la tendance des alliages à la fragilité thermique. Cependant, des expériences ultérieures ont montré l’inadéquation de cette méthode. Ainsi, sur l'alliage à durcissement par dispersion élevé KhN35VTYu (EI787), des régimes de traitement thermique complexes ont été testés simultanément avec le régime le plus simple, constitué d'un seul vieillissement à 750 °C. La tendance à la fragilité thermique a été évaluée à des expositions allant jusqu'à 10 000-20 000 h et température 700 °C. Les résultats (Tableau 5) montrent que, quelle que soit la complexité du régime de traitement thermique préliminaire, l'alliage devient fragilisé. L'augmentation du nombre d'étapes de trempe ou de la durée de maintien n'affecte que les valeurs initiales de résistance aux chocs. Au cours du vieillissement, elle diminue, et dans une moindre mesure après un traitement thermique consistant en un vieillissement seul.
Comme indiqué précédemment, les processus de séparation par dispersion, de coalescence et de dissolution des particules thermodynamiquement instables de la deuxième phase se produisent en continu. Ces processus se produisent de manière régénérative, cycle après cycle se répétant, par conséquent, peu importe le degré de pré-vieillissement de l'alliage et les régimes de traitement thermique qui sont compliqués, il modifiera ses propriétés lors d'une exposition thermique à long terme et deviendra fragilisé en raison de l'exposition constante à la chaleur. libération de particules de la phase de renforcement et modifications de l'état structurel.
Il convient de s'intéresser au mode original et simple de traitement thermique des alliages déformés à chaud ou à froid à durcissement par dispersion, qui consiste en un vieillissement unique (sans pré-durcissement).
Ce mode vous permet d'obtenir les meilleures propriétés de résistance et de ductilité dans une large plage de températures, ainsi que la résistance thermique et la résistance à la fatigue les plus élevées à des températures allant jusqu'à 750°C. De plus, ce mode offre une meilleure résistance à la fragilisation thermique et une insensibilité aux coupures. Un régime de traitement comprenant uniquement le vieillissement a été testé sur certains alliages et a été introduit avec succès en production. Il n’existe pas encore d’informations sur l’utilisation de tels régimes à l’étranger.
Une autre condition importante pour garantir la stabilité à long terme des alliages est l’obtention d’une stabilité thermique élevée des phases de renforcement. Ceci est obtenu en compliquant la composition des phases de renforcement, en introduisant dans l'alliage des éléments qui entrent partiellement dans la composition de la phase γ' de renforcement. Les phases γ de renforcement les plus efficaces - Ni 3 Al et Ni 3 Ti et leur combinaison - Ni 3 (A1, Ti) peuvent être compliquées par : le niobium, le tantale, l'étain, le silicium, le magnésium, le béryllium, le ruthénium, le molybdène et d'autres éléments qui fournissent durcissement par dispersion des alliages de nickel. Parmi ceux-ci, les éléments ayant un diamètre atomique légèrement plus grand, comme l’étain, présentent un intérêt particulier.
Les diamètres atomiques de certains éléments qui forment des phases de type γ' avec le nickel sont les suivants :
Soulager le stress. La trempe est souvent utilisée pour soulager les contraintes et stabiliser les dimensions des pièces. Des contraintes internes peuvent survenir suite à l'usinage, au soudage ou pendant le fonctionnement. Les produits finis en alliages résistants à la chaleur sont trempés à 400-700 °C avec une exposition en fonction des dimensions du produit ; après les vacances, refroidissement lent. À des températures de revenu plus élevées, les processus de vieillissement commencent à se produire et, pour de nombreux alliages, le revenu peut être combiné avec le vieillissement conventionnel. Par conséquent, comme traitement final avant l'opération, il est conseillé d'effectuer un vieillissement, ce qui permet d'éliminer complètement les contraintes internes.
Nouvelle recherche. Un brevet a été délivré aux États-Unis pour une méthode permettant d'augmenter la dureté, les caractéristiques de résistance, la résistance au fluage et la résistance à la chaleur des alliages austénitiques résistant à la chaleur sur du nickel, du nickel-cobalt et d'autres bases (brevet américain n° 3329535 du 4 juillet 1967) . Cette méthode consiste à traiter une solution avec refroidissement par air sous application d'une pression hydrostatique élevée (10 000-50 000 au m), ce qui réduit sensiblement la solubilité du carbone en solution solide (maintien sous pression 1-10 min). En raison de la haute pression, les atomes de carbone ou les carbures sont « expulsés » de la matrice en précipités cohérents et disposés sous la forme d'un réseau, tandis que les particules de phases cohérentes ne tombent pas, comme d'habitude, le long des joints de grains. Lors du vieillissement ultérieur (650-980 °C), les carbures précipitent autour des formations cellulaires uniformément réparties de la solution solide.
Les études menées aux États-Unis sur l'alliage Inconel-718 sont intéressantes. Le renforcement de cet alliage est obtenu par précipitation de la phase γ' à base de Ni 3 Nb dont la composition correspond au composé Ni 3 (Nb 0,8 Ti 0,2), . L'alliage Incone1-718 durcit lentement par dispersion et, par conséquent, est de haute technologie et bien soudable. Il convient pour un fonctionnement jusqu'à 760 °C. Sa haute résistance (σ 0,2 à 120-145 kg/mm2) combiné à une bonne résistance à la corrosion. Il convient de noter la faible température de normalisation de 955 °C (voir tableau 1), qui fournit des valeurs de résistance élevées. L'influence du niobium sur les propriétés de cet alliage est bénéfique et efficace. Le titane a également un effet croissant sur les propriétés de l'alliage Inconel-718, pas moins que le niobium. L'effet de l'aluminium est moins important, provoquant une légère augmentation de la résistance avec un effet variable. Le silicium a une influence similaire à celle du niobium avec des écarts mineurs. L'article présente les résultats d'études d'alliages binaires (Ni+Si) et ternaires (Ni+Si+Ti). La formation de la phase β a été établie : Ni 3 S et Ni 3 (Si, Ti), dans des alliages contenant respectivement ~12-13 % de Si et 6-10 % de Si et 1-4 % de Ti. La méthode de diffraction des rayons X a établi que la phase Ni 3 (Si, Ti) est similaire à la phase γ' Ni 3 (Al, Ti) ; Le Ni 3 Si, ou phase β dans les alliages binaires, se forme à la suite d'une réaction péritectoïde à des températures inférieures à 1 040 °C. Il présente une plasticité importante, comme la phase Ni 3 (Si, Ti) correspondante. L'ajout de titane à l'alliage binaire (~ 2 %) élimine la formation β péritectoïde et la phase Ni 3 (Si, Ti) résultante a le même point de fusion que le composé Ni 3 Ti (1 380 °C). Les alliages contenant du silicium et du titane dans les quantités indiquées ont des propriétés de résistance et de ductilité assez élevées. La résistance à la traction et la limite d'élasticité maximales des alliages coulés à température ambiante sont respectivement : 55-57 et 25-28. kg/mm2, et l'allongement minimum est compris entre 15 et 30 %. Les autres propriétés de ces alliages à durcissement par dispersion ne sont pas indiquées.
Phases néfastes. Lors d'un traitement thermique à long terme ou pendant le service, des phases σ-, μ- et autres sont libérées dans de nombreux alliages résistants à la chaleur, qui n'ont pas de rapport stoechiométrique strict et sont des solutions solides de composition variable. Ces phases provoquent une diminution des propriétés plastiques des aciers et alliages. La formation de la phase σ peut être grandement facilitée par le chrome, le tungstène, le molybdène, etc. De petits ajouts de cobalt (jusqu'à 5 %) peuvent réduire le processus de formation σ. En même temps, il fait partie de la phase de renforcement Ni 3 M et libère du chrome en solution solide. Une teneur en cobalt supérieure à 5 % affecte activement la formation de σ, en particulier en cas de carence en chrome dans l'alliage. Il existe des méthodes pour calculer le temps de formation de la phase σ dans les alliages. Il s'agit de calculs du point N v - le point de densité des lacunes électroniques, mais ils ne sont pas toujours précis. Il existe des alliages qui ont un point dangereux Nv, mais ne forment pas de phase σ. La phase σ a été découverte dans les alliages Ud-700, Ud-500, Ud-520, IN-713C et Rene-41. Bien que la phase σ réduise les performances des alliages Ud-700 et IN-100, elle a eu peu ou pas d’effet sur la résistance des autres alliages. Des études sur des alliages moulés à haute résistance ont établi que la présence de la phase σ n'affecte pas la diminution des propriétés.
Les alliages à base de nickel résistent bien à l'oxydation jusqu'à des températures de 850 à 950 °C. A des températures plus élevées (températures de chauffage pour la trempe), ils sont oxydés depuis la surface et le long des joints de grains, donc pour le traitement thermique des alliages résistants à la chaleur à haute température, selon les travaux, il est souhaitable d'avoir des fours à vide ou à hydrogène . Le refroidissement du métal en fin d'exposition est réalisé à l'aide d'un jet de gaz inerte. Si l'oxydation est inacceptable, des fours sous atmosphère protectrice doivent être utilisés. Le chauffage dans des bains de sel n'est pas souhaitable, car les chlorures contenus dans le bain peuvent réagir avec la surface métallique pendant le processus de chauffage, même à des températures de vieillissement. Les fours thermiques de vieillissement peuvent être classiques à atmosphère d'air et chauffés au gaz. Une atmosphère exothermique diluée est relativement sûre et économique. Une atmosphère endothermique n'est pas recommandée. Si l'oxydation est inacceptable, une atmosphère d'argon est utilisée. La précision du contrôle de la température pendant le traitement thermique doit être comprise entre 4 et 5 °C pour les alliages corroyés et entre 8 et 10 °C pour les alliages coulés.
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Les aciers austénitiques présentent de nombreux avantages particuliers et peuvent être utilisés dans des environnements de travail très agressifs. Il est impossible de se passer de tels alliages dans les industries énergétiques, pétrolières et chimiques.
Les aciers austénitiques sont des aciers à fort taux d'alliage ; lors de la cristallisation, il se forme un système monophasé, caractérisé par réseau cristallin centré sur la face. Ce type de grille ne change pas même lorsqu'il est exposé à des températures très basses (environ 200 degrés Celsius). Dans certains cas, il existe une autre phase (le volume dans l'alliage ne dépasse pas 10 pour cent). Le réseau sera alors centré sur le corps.
Description et caractéristiques
Les aciers sont divisés en deux groupes selon la composition de leur base et la teneur en éléments d'alliage tels que le nickel et le chrome :
- Compositions à base de fer : nickel 7%, chrome 15% ; nombre total d'additifs - jusqu'à 55 % ;
- Compositions de nickel et de fer-nickel. Dans le premier groupe, la teneur en nickel commence à 55 % ou plus, et dans le second, à partir de 65 % ou plus de fer et de nickel dans un rapport de 1:5.
Grâce au nickel, il est possible d'obtenir une ductilité, une résistance à la chaleur et une aptitude à la fabrication accrues de l'acier, et avec l'aide du chrome - donner résistance à la corrosion et à la chaleur requise. Et l'ajout d'autres composants d'alliage permettra d'obtenir des alliages aux propriétés uniques. Les composants sont sélectionnés en fonction de la fonction des alliages.
Pour l'alliage, on utilise principalement :
- Ferritisants qui stabilisent la structure des austénites : vanadium, tungstène, titane, silicium, niobium, molybdène.
- Austénitisants représentés par l'azote, le carbone et le manganèse.
Tous les composants répertoriés se trouvent non seulement dans les phases en excès, mais également dans une solution solide d'acier.
Alliages résistants à la corrosion et aux changements de température
Une large gamme d'additifs vous permet de créer des aciers spéciaux qui sera appliqué pour la fabrication de composants structurels et fonctionnera dans des environnements cryogéniques, à haute température et corrosifs. Par conséquent, les compositions sont divisées en trois types :
- Résistant à la chaleur et résistant à la chaleur.
- Résistant à la corrosion.
- Résistant aux basses températures.
Les alliages résistants à la chaleur ne sont pas détruits par les produits chimiques dans des environnements agressifs et peuvent être utilisés à des températures allant jusqu'à +1 150 degrés. Ils sont fabriqués à partir de :
- Éléments de gazoducs ;
- Accessoires de fournaises;
- Composants chauffants.
Les qualités résistantes à la chaleur peuvent résister longtemps aux contraintes à des températures élevées sans perdre leurs caractéristiques mécaniques élevées. Lors de l'alliage, du molybdène et du tungstène sont utilisés (jusqu'à 7 % peuvent être alloués pour chaque ajout). Le bore est utilisé pour moudre les grains en petites quantités.
Les aciers inoxydables austénitiques (résistants à la corrosion) se caractérisent par une faible teneur en carbone (pas plus de 0,12 %), en nickel (8−30 %), en chrome (jusqu'à 18 %). Un traitement thermique est effectué (revenue, trempe, recuit). Il est important pour les produits en acier inoxydable, car il permet de bien résister à une variété d'environnements agressifs - acides, gaz, alcalins, métaux liquides à des températures de 20 degrés et plus.
Les compositions austénitiques résistantes au froid contiennent 8 à 25 % de nickel et 17 à 25 % de chrome. Ils sont utilisés dans les unités cryogéniques, mais le coût de production augmente considérablement, ils sont donc utilisés de manière très limitée.
Propriétés du traitement thermique
Les qualités résistantes à la chaleur et résistantes à la chaleur peuvent être soumises à différents types de traitements thermiques pour augmenter les propriétés bénéfiques et modifier la structure des grains existants. Nous parlons du nombre et du principe de répartition des phases dispersées, de la taille des blocs et des grains eux-mêmes, etc.
Le recuit d'un tel acier contribue à réduire la dureté de l'alliage (cela est parfois important pendant le fonctionnement), ainsi qu'à éliminer la fragilité excessive. Pendant le processus de traitement, le métal est chauffé à 1 200 degrés pendant 30 à 150 minutes, puis il est nécessaire Refroidissez le plus rapidement possible. Les alliages contenant une quantité importante d'éléments d'alliage sont généralement refroidis dans des huiles ou à l'air libre, tandis que les alliages plus simples sont refroidis dans de l'eau ordinaire.
Un double durcissement est souvent réalisé. Tout d'abord, la première normalisation des compositions est effectuée à une température de 1 200 degrés, suivie d'une deuxième normalisation à 1 100 degrés, ce qui permet une augmentation significative des propriétés plastiques et de résistance à la chaleur.
Une résistance thermique et une résistance mécanique accrues peuvent être obtenues grâce au processus de double traitement thermique (durcissement et vieillissement). Avant l'exploitation, un vieillissement artificiel de tous les alliages résistants à la chaleur est effectué (c'est-à-dire qu'ils sont durcis par dispersion).