Аустенітна нержавіюча сталь. Високолегованих аустенітних сталей та сплавів. Вироби з аустнітних сталей
Аустенітні жароміцні сталі застосовують виготовлення клапанів двигунів, лопаток газових турбін та інших «гарячих» деталей реактивних двигунів - переважно роботи при 600- 700 °З.
Всі аустенітні жароміцні сталі містять велику кількість хрому та нікелю, а також добавки інших елементів.
Аустенітні жароміцні сталі мають ряд загальних властивостей - високу жароміцність і окалиностійкість, велику пластичність, хорошу зварюваність, великий коефіцієнт лінійного розширення. Проте порівняно з перлітними та мартенситними сталями вони менш технологічні: обробка тиском та різанням цих сплавів утруднена; зварний шов має підвищену крихкість; отримана внаслідок перегріву крупнозерниста будова не може бути виправлена термічною обробкою, оскільки в цих сталях відсутня фазова перекристалізація. В інтервалі 550-600 °С ці сталі часто охрущуються через виділення по межах зерна різних фаз.
Аустенітні сталі можуть бути поділені на дві групи:
1) не зміцнювані, термічною обробкою, тобто не схильні до дисперсійного твердіння (умовно назвемо їх гомогенними, хоча насправді вони містять другі фази, але в кількостях, що не викликають сильного ефекту старіння):
2) зміцнювані термічною обробкою та застосовувані після загартування + відпустка. Зміцнення створюється завдяки виділенню карбідних, карбонітридних або йнтерметалідних фаз. Здатність до старіння обумовлена наявністю деяких елементів (крім хрому та нікелю) у кількостях, що перевищують межу розчинності.
Хром та нікель – основні легуючі компоненти цих сталей. Перший визначає окалиностійкість, а нікель – стійкість аустеніту. При нестачі нікелю можливе часткове утворення -фази, що погіршує жароміцність.
Склад найважливіших аустенітних жароміцних сталей наведено в табл. 67. Сталі першої (гомогенної) групи застосовують як жароміцні і як нержавіючі, тому більш докладно про них буде викладено в наступному розділі, тут же ми обмежимося даними про їх окалиностійкість і жароміцність (див. табл. 68, 69).
Тривала витримка при робочих температурах (500 - 700 ° С) захищена сталь через виділення надлишкових фаз по межах зерен (рис. 336) і утворення так званої -фази (сигматизація), що представляє собою інтерметалід типу Ці перетворення протікають дуже повільно.
Стали другої групи, на відміну першої, нестабільні і схильні до зміцнення внаслідок розпаду твердого розчину (в'язкість у своїй знижується).
Термічна обробка цих сталей полягає в загартуванні при 1050-1100 ° С у воді та відпустці - старінні при 600-750 ° С. Ця відпустка - старіння викликає підвищення твердості внаслідок
Таблиця 67. (див. скан) Склад аустенітних жароміцних сталей (ГОСТ 5632-72), %
Мал. 336. Мікроструктура аустеніти жароміцної сталі, а - після загартування; б – після старіння при 650 °С
дисперсійного твердіння: надлишкові фази при старінні виділяються переважно за межами зерен (див. рис. 336).
Звичайно, мета такої термічної обробки – підвищення жароміцності; аустенітні сталі другої групи мають жароміцність
більш високою, ніж гомогенні аустенітні сталі, що пояснюється тонким розподілом другої фази, проте це є перевагою лише за короткочасних термінів служби; при тривалих термінах служби надмірна зміцнююча фаза скоагулює, і тоді гомогенні сплави можуть перевершити по жароміцності дисперсійно твердні.
Це з порівняння даних, наведених у табл. 68 та 69.
Таблиця 68. Властивості деяких аустенітних сталей (гомогенних)
Таблиця 69. (див. скан) Жароміцні властивості деяких аустенітних сталей, що дисперсійно твердіють.
Крім цих сталей більш менш широкого призначення, є аустенітні жароміцні сталі більш вузького застосування: для литих деталей високої окалиностійкості (деталі печей, наприклад реторти), листовий обшивальний матеріал, що піддається нагріванню і т. д.
Склади деяких із цих спеціальних жароміцних та окалиностійких сплавів із зазначенням їх окалиностійкості наведені в табл. 62.
Сталь, легована хромом, нікелем і марганцем, що зберігає при охолодженні з високої температури до кімнатної і нижче структуру твердого розчину (аустеніту). На відміну від феритної нержавіючої сталі, нержавіюча аустенітна сталь не магнітна, має помірну твердість та міцність, низьку межу плинності та високі пластич. св-ва (б і г) 50%). Що стосується нержавіючої аустенітної сталі загартування є операцією терміч. обробки, що фіксує аустенітну структуру При вмісті в сталі нікелю або марганцю, недостатньому для утворення повністю аустенітної структури, виходять проміжні структури: аустеніт + ферит, аустеніт + мартенсит та ін. аустеніт 4-мартенсит більш розвинений.
Підвищення вмісту хрому, введення титану, ніобію, кремнію, танталу, алюмінію та молібдену сприяють утворенню феритної фази. Збільшення вмісту нікелю, введення азоту, вуглецю, марганцю, навпаки, сприяють розширенню сфери існування аустеніту та його більшої стійкості. Легуючі елементи ефективності їх аустенітоутворюючого впливу розташовуються в слід. послідовності (із зазначенням умовних коеф.): вуглець (30), азот (26), нікель (1), марганець (0,6-0,7), мідь (0,3). Феррітоутворюючі елементи: алюміній (12), ванадій (11), титан (7,2-5), кремній (5,2), ніобій (4,5), молібден (4,2), тантал (2,8), вольфрам (2,1), хром (1).
Тривале нагрівання нержавіючої аустенітної сталі при 700-900° або повільне охолодження з високих темп-р викликає утворення твердої і тендітної інтермета л лідної сг-фази, що може призводити до дуже сильної втрати в'язкості. Нагрів сталі вище 900° усуває це явище, забезпечуючи перехід крихкої афази в твердий розчин. Виділення а-фази може відбуватися безпосередньо з аустеніту або з фериту, що утворився після перетворення у-Н.а.с., що має в структурі 0-фазу, більш схильна до розтріскування внаслідок дії теплозмін. Ступінь ефективності впливу легуючих елементів на зниження температури мартенситного перетворення збільшується в слід. порядку: кремній (0,45), марганець (0,55), хром (0,68), нікель (1), вуглець або азот (27).
Виділення карбідів з твердого розчину (аустеніту) викликає зміну в ньому концентрації легуючих елементів, що може спричинити часткове структурне перетворення та зміну магнітності, особливо в сплавах, що лежать поблизу кордону між областями y~а-фаз. Це перетворення протікає переважно по межах зерен, де є найбільше збіднення твердого розчину вуглецем і хромом, що схильність повідомляє до міжкристалітної корозії. При дії агресивних середовищ така сталь швидко руйнується, причому тим сильніше, чим більший вміст вуглецю.
Нержавіюча аустенітна сталь проміжної групи (00Х18Н10, 00Х17Г9АН4, 0Х17Н5Г9БА) при короткочасному. нагрівання протягом 5-30 хв. не набуває великої схильності до міжкристалітної корозії. Це дозволяє проводити зварювання без небезпеки виникнення міжкристалітної корозії у зварному з'єднанні та зоні терміч. впливу, якщо вона проводиться досить швидко.
Міцність хромонікелевої сталі можна значно підвищити наклепом при холодній прокатці, волоченні, штампуванні. При цьому може досягати 120 кг!мм2 для листа і стрічки, 0О,2 збільшується до 100-120 кг!мм2у пластич. властивості при цьому падають б з 50-60% до 10-18%. Однак цього запасу пластичності достатньо виготовлення деталей. Для дроту збільшується до 180-260 кг! мм2. У порівнянні з нержавіючою феритною та напівферитною сталлю
Хромонікелеві сталі типу 18-8 (00Х18Н10, 0Х18Н10, Х18Н9, 2Х18Н9). Сталі з малим вмістом вуглецю (00Х18Н10 та 0Х18Н10) застосовуються гол. обр. як електродний дріт для зварювання. Чим нижчий вміст вуглецю в зварювальному дроті, тим вищий короз. стійкість зварного шва. Сталі Х18Н9 та 2Х18Н9 мають сильну схильність до міжкристалітної корозії навіть при короткочасному. нагріванні в інтервалі помірних темп-р, тому після зварювання деталі піддають гартуванню на аустенітну структуру. В осн. сталі Х18Н9 і 2Х18Н9 застосовують у наклеп, стан для виготовлення високоміцних деталей літаків і автомобілів, що з'єднуються точковим або роликовим електрозварюванням.
Хромомарганцовонікелевая сталь Х14Г14Н із вмістом хрому 12-14% схильна до міжкристалітної корозії при зварюванні та після нагрівання в інтервалі небезпечних темп-р. Застосовується для деталей обладнання, від яких потрібно висока пластичність і немагнітність. По короз. стійкості близька до 12-14%-ним хромистим сталям. Після загартування перевищує міцність сталі типу 18-8. Задовільно зварюється ручний та автоматичний. роликової та точкової зварювання із застосуванням присадного дроту з хромонікелевої сталі типу 18-8. Терміч. обробка сталі після зварювання (крім точкової) встановлюється залежно від вмісту вуглецю методом контрольних випробувань зварних зразків на міжкристалітну корозію за ГОСТ 6032-58.
Сталь 2Х13Г9Н4 застосовується для виготовлення високоміцних конструкцій, гол. обр. з холоднокатаного профілю. стрічки. Міцність та твердість цієї сталі зростають при холодній деформації інтенсивніше, ніж у хромонікелевої сталі типу 18-8. Тому при холодній прокатці стрічок не слід допускати великих ступенів деформації, щоб уникнути надмірної втрати пластичності.
Ця сталь надійно працює в умовах глибокого холоду, широко застосовується в харчовій промисловості. Зберігає високі механіч. св-ва до 450 °. Має схильність до міжкристалітної корозії, тому служить гол. обр. для виготовлення деталей, з'єднання яких брало здійснюється за допомогою точкового або роликового зварювання. З тієї ж причини при терміч. Для обробки холоднокатаної стрічки слід застосовувати підвищення. швидкості охолодження.
X ромомарганцовонікелеві сталііз вмістом хрому 17-19% та добавкою азоту (Х17АГ14 та Х17Г9АН4) мають високу стійкість проти атмосферної корозії та в окислювальних середовищах. Для деталей, що виготовляються за допомогою дугового, арг оно-дугового, газового та атомноводневого зварювання, необхідно застосовувати сталь з низьким вмістом вуглецю (0,03-0,05%) і суворо контролювати процес, щоб уникнути появи в зварних з'єднаннях схильності до міжкристалітної корозії. Для деталей, що виготовляються за допомогою точкового або роликового зварювання, і деталей, які після зварювання піддаються терміч. обробці, а також для деталей, що працюють в атм. умовах, можна застосовувати сталь даного типу з вищим вмістом вуглецю.
Хромонікелеві сталі типу 18-8 з присадками титану або ніобію (Х18Н9Т, Х18Н10Т, 0Х18Н10Т, 0Х18Н12Т, 0Х18Н12Б). Добавки титану або ніобію зменшують схильність сталі до міжкристалітної корозії. Титан і ніобій утворюють стійкі карбіди типу TiC і NbC, при цьому корисний для підвищення корозійної стійкості хром не входить до складу карбідів і зберігається у твердому розчині. Титану вводиться в сталь у 4-5,5 рази більше, а ніобію у 8-10 разів більше, ніж вуглецю. Коли вміст титану або ніобію по відношенню до вуглецю знаходиться на нижній межі, сталь не завжди стійка проти міжкристалітної корозії, особливо в умовах тривалості, служби деталей при помірних температурах (500-800 °). Це викликається впливом завжди присутнього в сталі азоту, який пов'язує частину титану в нітриди, а також з впливом теплової обробки. Перегрів стали при терміч. обробці (вище 1100°) або зварюванні вважається шкідливим, особливо у випадках, коли співвідношення між титаном і вуглецем знаходиться на нижній межі за формулою Ti ^5(%G -0,02). У цьому випадку загартована з температури вище 1150° сталь 1Х18Н9Т набуває схильності до міжкристалітної корозії. У разі норм режимів терміч. обробки (загартування з 1050 °) і при короткочасному. нагріваннях необхідно, щоб відношення титану або ніобію до вуглецю було відповідно не менше 5 і 10. Для тривалості, служби деталей при 500-750° важливо, щоб ці співвідношення були не менше 7-10 для титану і 12 для ніобію. Для зменшення схильності сталі до міжкристалітної корозії доцільно велике зниження вмісту вуглецю до 0,03-0,05%. Корозійна стійкість зварних з'єднань із сталі даного типу залежить від вмісту титану та вуглецю в осн. металі та наплавленому шві. Т.к. титан при зварюванні сильно вигоряє, то для електродів застосовуються спец. обмазки, до складу яких брало титан входить у вигляді феротитану для компенсації чаду титану в присадочному дроті. Найчастіше застосовують дріт з хромонікелевої сталі типу 18-8 без титану, але з дуже низьким (^0,06%) вмістом вуглецю (сталі 0Х18Н9 і 00Х18Н10) або електроди зі сталі типу 18-12 з ніобієм (0Х18Н12). У зварних з'єднаннях із сталі 1Х18Н9Т, що працюють у середовищах, що містять азотну до-ту, можлива поява корозії ножового типу, обумовлена підвищеним (>0,06%) вмістом у сталі вуглецю. Тому деталі апаратури для виробництва азотної кислоти виконуються зі сталі 0Х18Н10Т з вмістом вуглецю 0,06%. Крім того, така сталь має більш високу загальну корозійну стійкість.
У наплавленому металі шва зварного з'єднання сталі з титаном, що має двофазну структуру (у+а), можливе a -^a - перетворення при довжині, нагріванні в інтервалі помірних темп-р (650-800°), що повідомляє зварному шву високу крихкість. Для відновлення в'язкості зварного шва та підвищення короз. стійкості рекомендується застосовувати стабілізуючий віджитий при темп-ре 850-900 °. Він дуже корисний також для зняття наклепу та усунення розтріскування від корозії під напругою в середовищі киплячого хлористого магнію та інших середовищах, що містять іони хлору.
Хромомарганцовонікелева стальз присадкою ніобію 0Х17Н5Г9БА має підвищення. опір міжкристалітної корозії та високу короз. стійкість у зварних з'єднаннях, що працюють в азотній к-ті. Повного імунітету проти міжкристалітної корозії при довжинах, впливах небезпечних темп-р сталь не має, показує схильність до міжкристалітної корозії після довжини, нагрівання при 500-750° (рис.7). При високих темп-рах має приблизно такі ж механіч. св-вами, як і хромо- никелеві сталі типу 18-8.
Сталь Х14Г14НЗТ має підвищення. міцність та високу пластичність, не схильна до міжкристалітної корозії та може застосовуватися для виготовлення зварних деталей без подальшої термічної. обробки. Механич. св-ва цієї сталі може бути підвищені прокаткою в холодному стані. Нагрів в інтервалі темп-р 500-700 ° не змінює механіч. св-в стали за кімнатних темп-рах. Сталь виготовляється у вигляді прутків, листів та стрічки, добре зварюється всіма видами зварювання при застосуванні зварювального дроту із сталі типу 18-8 без ніобію або з ним.
Хромонікельмолібденові сталіХ17Н13М2Т і X 17H 13M 3T застосовуються при виготовленні апаратури для виробництва мистецтв, добрив, в паперовій пром-сті, в хіміч. машинобудуванні та нафтопереробної пром-сті. Сталі показують високу корозійну стійкість проти сірчистої, киплячої фосфорної, мурашиної та оцтової к-т, а сталі з підвищеним вмістом молібдену - у гарячих розчинах вапна білильного. Сталі з підвищеним вмістом вуглецю (>0,07%) набувають схильності до міжкристалітної корозії при зварюванні та уповільненому охолодженні, а також в умовах тривалості, нагрівання в інтервалі помірних: темп-р.
Хромонікельмолібденові сталі добре зварюються із застосуванням як зварювальний матеріал присадного дроту того ж складу.
Хромонікельмолібденова сталь 0Х23Н28М2Т завдяки присадці молібдену і великому вмісту нікелю має високу корозійну стійкість в розведених розчинах сірчаної кислоти (до 20%) при температурі не вище 60 °, фосфорної кислоти, що містить фтористі сполуки, та ін середовищі високої агресивності. Вона застосовується у деталях машин для виробництва мистецтв, добрива. Після гарту на аустеніт сталь має помірну міцність і високу пластичність, добре зварюванням зі складу. Незважаючи на вміст титану, сталь набуває схильності до міжкристалітної корозії за короткочасом. нагрівання при 650°, якщо відношення вмісту титану до вмісту вуглецю менше 7.
Технологічні властивості нержавіючої аустенітної сталі цілком задовільні, обробка тиском проводиться при 1150-850 °, а для сталей з міддю інтервал гарячої обробки звужений (1100-900 °). Нержавіюча аустенітна сталь при високих темп-рах менш схильні до зростання зерен, ніж сталі мартенситного та феритного класів. При кімнатній температурі Н.а.с. має високий коефіцієнт. лінійного розширення, що збільшується з підвищенням температури нагріву, і знижений коефіцієнт. теплопровідності. Однак при високих темпах різниця між а і q Н.а.с. та сталі феритного класу зменшується. Тому нагрівання Н.а.с. при зниж. темп-рах повинен проводитися повільно, а за високих (вище 800°) - швидко.
Хімушин Ф. Ф., Нержавіючі сталі, М., 1963; його ж, «Якасна сталь», 1934 № 4; 1935 № 1;
Xімушин Ф. Ф. і Курова О. І., там же, 1936 № 6; 40; Медовар Би. І., Зварювання хромонікелевих аустенітних сталей, 2 видавництва, Київ - М., 1958; Металознавство та термічна обробка сталі. Довідник, 2 видавництва, т. 2, М., 1962;
Schaeffler
A.
L., «
Metal
Progr.», 1949,v. 56, № 5, нар. 680;PostС. В., Е,Ь е г 1 уW.
S., «
Trans.
Amer. Soc. Metals», 1947, v. 39, p. 868; Симпозіум на природі, випадки та ефекти sigma phase, Phil., 1951 (ASTM. Special techn. publ , № 110); Symposium on evaluation tests for stainless steels, , 1950 (ASTM. Special techn. publ., № 93); Rosenberg S. J., D a r r J. H., «Trans. Amer. Soc. Metals», 1949, v. 41, p. 1261; До r 1 v b k V. N., Linkoln R. А., там же, 1937, v. 25 № 3.
сталі діляться на аустенітні, аустенітно-феритні, аустенітно-мартенситні
www..htm
Існуючі аустенітні високолеговані сталі та сплави розрізняють за змістом основних легуючих елементів – хрому та нікелю та за складом основи сплаву. Високолегованими аустенітними сталями вважають сплави на основі заліза, леговані різними елементами у кількості до 55%, у яких вміст основних легуючих елементів – хрому та нікелю зазвичай не вище 15 та 7% відповідно. До аустенітних сплавів відносять залізонікелеві сплави з вмістом заліза та нікелю більше 65% при відношенні нікелю до заліза 1:1,5 та нікелеві сплави з вмістом нікелю не менше 55%.
Аустенітні сталі та сплави класифікують
- за системою легування,
- структурного класу,
- властивостям
- та службовому призначенню.
Високолеговані сталі та сплави є найважливішими матеріалами, що широко застосовуються в хімічному, нафтовому, енергетичному машинобудуванні та інших галузях промисловості для виготовлення конструкцій, що працюють у широкому діапазоні температур. Завдяки високим механічним властивостям при негативних температурах високолеговані сталі та сплави застосовують у ряді випадків і як холодностійкі. Відповідний підбір легуючих елементів визначає властивості та основне службове призначення цих сталей та сплавів (табл. 1 – 3).
Характерною відмінністю корозійностійких сталей є знижений вміст вуглецю (не більше 0,12%). При відповідному легуванні і термічній обробці сталі мають високу корозійну стійкість при 20°С і підвищену температуру як у газовому середовищі, так і у водних розчинах кислот, лугів і в рідкометалевих середовищах.
До жароміцних відносяться сталі і сплави, що мають високі механічні властивості при підвищених температурах і здатність витримувати навантаження при нагріванні протягом тривалого часу. Для надання цих властивостей сталі та сплави легують елементами-зміцнювачами – молібденом та вольфрамом (до 7% кожного). Важливою легуючою присадкою, що вводиться в деякі сталі та сплави, є бор, що сприяє подрібненню зерна.
Жаростійкі сталі та сплави мають стійкість проти хімічного руйнування поверхні в газових середовищах при температурах до 1100 – 1150°С. Зазвичай їх використовують для слабонавантажених деталей (нагрівальні елементи, пічна арматура, газопровідні системи тощо). Висока окалиностійкість цих сталей і сплавів досягається легуванням алюмінієм (до 2,5%) і кремнієм, що сприяють створенню міцних і щільних оксидів на поверхні деталей, що оберігають метал від контакту з газовим середовищем.
За системою легування аустенітні сталі поділяються на два основні типи: хромонікелеві та хромомарганцеві. Існують також хромонікельмолібденові та хромонікельмарганцеві сталі.
Залежно від основної структури, одержуваної при охолодженні повітря, розрізняють такі класи аустенітних сталей: аустенітно-мартенситні, аустенітно-феритні, аустенітні.
Сплави на залізонікелевій (при вмісті нікелю більше 30%) та нікелевих основах за структурою є стабільноаустенітними і не мають структурних перетворень при охолодженні на повітрі. В даний час знаходять застосування також аустенітно-боридні Х15Н15М2БР1 (ЕП380), Х25Н20С2Р1 (ЕП532), ХН77СР1 (ЕП615) і високохромисті аустенітні ХН35ВЮ (ЕП568) і ПН60 хромонікелеву евтектичні фази відповідно.
Після відповідної термічної обробки високолеговані сталі та сплави мають високі міцнісні та пластичні властивості (табл. 4). На відміну від вуглецевих ці сталі при загартуванні набувають підвищених пластичних властивостей. Структури високолегованих сталей різноманітні та залежать не тільки від їх складу, а й від режимів термічної обробки, ступеня пластичної деформації та інших факторів.
Становище фазових областей на діаграмах стану визначено переважно у вигляді псевдобінарних розрізів систем залізо – хром – нікель чи залізо–хром–марганець (рис. 1). Залізохромонікелеві сплави безпосередньо після затвердіння мають тверді розчини видів α і γ та гетерогенну область змішаних твердих розчинів α + γ . Стійкість аустеніту визначається близькістю складу до кордону. α - І γ -області. Нестійкість може проявлятися при нагріванні до помірних температур та подальшому охолодженні, коли фіксована швидким охолодженням аустенітна структура частково переходить у мартенситну. Збільшення вмісту нікелю у цих сплавах сприяє зниженню температури γ → α (М)-перетворення (рис. 2).
Мал. 1. Вертикальні розрізи діаграм стану залізо-хром-нікель (а) та залізо-хром-марганець (б)
Мал. 2. Зміни температури мартенситного перетворення залізохромонікелевих сплавів залежно від легування
Нестійкість проявляється при холодній деформації, коли сталі типу 18-8 залежно від ступеня деформації змінюють свої магнітні та механічні властивості (рис. 3). Крім того, нестійкість аустенітних сталей може викликатися виділенням карбідів з твердого розчину при зміні температури, що супроводжується зміною концентрації вуглецю та хрому. Це спричиняє порушення рівноважного стану та перетворення аустеніту на ферит і мартенсит переважно по межах зерен, де спостерігається найбільше збіднення хромом та вуглецем твердого розчину.
Мал. 3. Зміна механічних властивостей хромонікелевої сталі (18% Cr, 8% Ni, 0,17% С) залежно від ступеня холодної деформації (обтискання)
У потрійній системі залізохромомарганцевих сплавів після затвердіння утворюється безперервний ряд твердих розчинів з γ -Гратами і в процесі подальшого охолодження в залежності від складу сплаву відбуваються різні алотропічні перетворення. Марганець відноситься до елементів, що розширюють γ - область, і щодо цього аналогічний нікелю. При достатній концентрації марганцю (>15%) та хрому (<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.
При кристалізації хромонікелевих сталей з розплаву починають спочатку випадати кристали хромонікелевого фериту, що має решітку δ-заліза (рис. 4). У міру охолодження в δ-ферит утворюються кристали хромонікелевого аустеніту, що має грати γ -заліза, і сталь набуває аустенітної структури. Вуглець в аустенітно-феритній та аустенітній сталях при температурах вище за лінію SEзнаходиться у твердому розчині та у вигляді фаз впровадження. Повільне охолодження стали нижчими за лінію SEпризводить до виділення вуглецю з твердого розчину у вигляді хімічної сполуки – карбідів хрому типу Cr 23 C 6 що знаходяться переважно по межах зерен. Подальше охолодження нижче лінії SKсприяє випаданню за межами зерен вторинного фериту. Таким чином, сталь при повільному охолодженні до 20°С має устенітну структуру з вторинними карбідами та феритом.
Мал. 4. Псевдобінарна діаграма стану залежно від вмісту вуглецю для сплаву 18% Cr, 8% Ni, 74% Fe
При швидкому охолодженні (загартуванні) розпад твердого розчину не встигає статися, аустеніт фіксується в пересиченому і нестійкому станах.
Кількість карбідів хрому, що випали, залежить не тільки від швидкості охолодження, але і від кількості вуглецю в сталі. При його вмісті менше 0,02 - 0,03%, тобто нижче за межу його розчинності в аустеніті, весь вуглець залишається в твердому розчині. У деяких композиціях аустенітних сталей прискорене охолодження може призвести до фіксації в структурі первинного -фериту, що попереджає гарячі тріщини.
Зміна сталі змісту легуючих елементів впливає положення фазових областей. Хром, титан, ніобій, молібден, вольфрам, кремній, ванадій, будучи феритизаторами, сприяють появі у структурі сталі феритної складової. Нікель, вуглець, марганець та азот зберігають аустенітну структуру. Однак основними легуючими елементами в сталях є хром і нікель. Залежно від їхнього співвідношення сталі іноді поділяють на сталі з малим (%Ni/%Cr)≤1 і більшим (%Ni/%Cr)>1 запасом аустенітності.
В аустенітних хромонікелевих сталях, легованих титаном і ніобієм, утворюються як карбіди хрому, а й карбіди титану і ніобію. При вмісті титану Ti > [(%C–0,02)*5] або ніобію Nb > (%С*10) весь вільний вуглець (вище за межу його розчинності в аустеніті) може виділитися у вигляді карбідів титану або ніобію, а аустенітна сталь стає не схильною до міжкристалітної корозії. Випадання карбідів підвищує міцність і знижує пластичні властивості сталей. Цю властивість карбідів використовують для карбідного зміцнення жароміцних сталей, що проводиться в комплексі з інтерметалідним зміцненням частинками Ni 3 Ti; Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W, (N, Fe) 2 Ti та ін. . Вона має обмежену розчинність у α - І γ -твердих розчинах і, виділяючись переважно по межах зерен, зміцнює сплав і одночасно різко знижує пластичні властивості та ударну в'язкість металу. Підвищені концентрації у сталі хрому (16–25%) та елементів-феритизаторів (молібдену, кремнію та ін.) сприяють утворенню σ-фази при 700 – 850°С. Виділення цієї фази відбувається переважно з утворенням проміжної фази фериту ( γ →α→ σ ) або перетворення δ-фериту (δ → σ ). Однак можливе її виділення і безпосередньо з твердого розчину ( γ → σ ).
У хромомарганцевих сталях з високим вмістом хрому та марганцю при уповільненому охолодженні також спостерігається виділення σ -Фази. Вуглець у хромомарганцевих і хромомарганцевонікелевих сталях призводить до дисперсійного твердіння сталей після відповідної термічної обробки, особливо при спільному легуванні з карбідоутворюючими елементами (ванадієм, ніобієм і вольфрамом).
Зміцнення аустенітно-борідних сталей відбувається в основному за рахунок утворення боридів заліза, хрому, ніобію, вуглецю, молібдену та вольфраму. Відповідно до цих процесів аустенітні сталі поділяють залежно від виду зміцнення на карбідні, боридні та з інтерметалідним зміцненням. Однак у більшості випадків у зв'язку із вмістом у сталях та сплавах великої кількості різних легуючих елементів їх зміцнення відбувається за рахунок комплексного впливу дисперсних фаз та інтерметалідних включень.
Таблиця 1. Склад деяких корозійностійких аустенітних сталей та сплавів, %
Таблиця 2. Склад деяких жароміцних аустенітних сталей та сплавів, %
Таблиця 3. Склад деяких жаростійких аустенітних сталей та сплавів, %
Таблиця 4. Типові механічні властивості деяких марок високолегованих аустенітних та аустенітно-феритних сталей та сплавів
Є. Г. НАЗАРОВ, С. Б. МАСЛЕНКОВ
ЦНІІЧЕРМЕТ
ISSN 0026-0819. «Металознавство та термічна обробка металів», № 3, 1970 р.
Термічна обробка впливає на структуру (величину зерна, величину блоків, величину та кількість дисперсних фаз, характер їх розподілу), а також формує стан меж зерен та спрямоване виділення зміцнювальних фаз, що значно підвищує властивості жароміцних матеріалів.
Механічна обробка зазвичай передує термічній обробці, але часто застосовується і після термічної обробки, а також до і після неї.
Деталі та напівфабрикати піддають термічній обробці до експлуатації, але іноді (повністю або частково) їх обробляють у процесі експлуатації.
Аустенітні дисперсійно-твердні сталі і сплави піддають різним видам термічної обробки: відпалу, загартування, відпустки (старіння або дисперсійного твердіння) і відпустки для зняття напруги.
У процесі механічної обробки тиском або інших операцій метал захищений. Для усунення крихкості та зниження твердості сплавів застосовують відпал. При відпалі сплави нагрівають до високих температур ~1000-1250 °C (залежно від хімічного складу сплаву), витримують від 0,5 до кількох годин (залежно від маси заготівлі або деталі) і охолоджують з більшою швидкістю. Для менш легованих сплавів допускається охолодження у воді, але для високолегованих складних сплавів кращим є охолодження на повітрі в маслі та інших м'якоохолоджуючих средах, так як охолодження у воді може призвести до термічних тріщин.
Для досягнення високих властивостей міцності і жароміцності жароміцні сталі і сплави піддають подвійній обробці що складається з загартування і подальшого старіння.
Для сплавів, що розглядаються, операція загартування за своїм ефектом відрізняється і загартування вуглецевих сталей і проводиться з метою розчинення карбідних і інтерметалідних фаз в твердому розчині, тобто. для отримання однорідного твердого розчину, що має мінімальну твердість. У та Англії загартування звичайних вуглецевих сталей називається «hardening», т. е. придбання твердості; загартування ж жароміцних сплавів називається «solution treating», тобто обробка на (твердий) розчин.
Для всіх дисперсійно-твердіючих жароміцних сталей і сплавів температура нагрівання під загартування приблизно така сама, як і температура відпалу.
Витримкою при високих температурах досягається розчинення надлишкових фаз у твердому розчині та отримання зерна необхідних розмірів. Величина зерна сталей та сплавів залежить від температури награ та часу витримки.
Часто після загартування рекомендують проводити швидше охолодження - для запобігання виділенням надлишкових фаз. Однак, як буде показано далі, це зайве, особливо при обробці складних аустенітних сплавів, у яких навіть при порівняно швидкому охолодженні відбувається кататермічне твердіння, тобто виділення фаз, що зміцнюють при охолодженні з високої температури. Цей процес залежить від схильності сплавів до дисперсійного твердіння, тому необхідно зупинитись на цьому важливому явищі.
Дисперсійне твердіння або старіння сталей та сплавів може бути: анатермічне, кататермічне та ізотермічне. Діатермічне старіння відбувається в процесі нагрівання сталі або сплаву при температурі, що безперервно підвищується, кататермічне старіння відбувається в процесі охолодження сталі або сплаву при температурі, що безперервно знижується. Ізотермічне старіння відбувається за постійної температури
Існують слабо, помірно і сильно дисперсійно-тверді сплави. Різкого розмежування з-поміж них немає, проте з інтенсивності процесів дисперсійного твердіння легко розділити ці групи сплавів. За цим принципом вперше в роботі, а після і в роботі дисперсійно-твердіють сплави були поділені на три групи.
Сильно дисперсійно-твердні сталіі сплави переважно ефективно зміцнюються внаслідок твердіння при кататермічному старінні. Ці сплави містять 5-7% і більше фази, що зміцнює. Додаткове старіння цих сплавів мало або майже не призводить до зростання твердості та міцності, наприклад такі сплави, як: НХ35ВТЮ (ЕІ787), ЕІ929, ЕІ867, Юдимет 700, Nin-109, Nin-115 та ін Хімічний склад сплавів наведено в табл. 3 та 4.
Помірно дисперсійно-твердні сплавизміцнюються при кататермічному і переважно при ізотермічному старінні. Ці сплави ХН35ВТ (ЕІ612), ЕІ612К, ХН35ВТР (ЕІ725), ЕП164, А-286, Дискал-24 містять 2-5% зміцнюючої фази.
Слабо чи мало дисперсійно-твердні сплавизміцнюються тільки при штучному ізотермічному старінні. Кататермічного старіння ці сталі та сплави не схильні і містять невелику кількість зміцнюючої фази (до 2%). До цієї групи відносяться сплави: ЕІ813, Х25Н16Г7АР (ЕІ835), ЕІ435, Nim-75, V-480S та ін.
Таким чином, немає необхідності забезпечення швидкого охолодження сплавів після високотемпературного нагріву. Необхідне зміцнення сплавів тієї чи іншої групи може бути досягнуто внаслідок природного кататермічного або штучного ізотермічного старіння, або, нарешті, внаслідок їх комбінацій.
Подвійне загартування.Для деяких, особливо які містять значну кількість зміцнюючої фази, сплавів найкраще поєднання механічних властивостей виходить після подвійного загартування (нормалізації). Перша високотемпературна нормалізація (1170-1200 °C) забезпечує утворення гомогенного твердого розчину та порівняно велике зерно, що сприяє найбільш високому опору повзучості. Друга низькотемпературна нормалізація (1000-1100 °C) призводить до переважного виділення карбідів по межах зерен та утворення зміцнюючої фази різної дисперсності. Більші виділення γ'-фази утворюються при охолодженні від 1050 ° C на повітрі. У багатьох сплавів - ХН70ВМТЮ (ЕІ617), ЕІ929, ХН35ВТЮ (ЕІ787), серія «німонік» - після подвійної нормалізації з наступним старінням значно підвищуються жароміцні та пластичні властивості.
Дисперсійне твердіння (старіння).Для отримання високих властивостей міцності майже всі жароміцні сплави перед експлуатацією піддають дисперсійному твердінню (виділення дисперсних фаз з твердого розчину). Склад і природа фаз, що зміцнюють, визначають у даного сплаву температурні режими старіння.
У жароміцних сплавах на нікельхромовій, залізонікельхромовій та кобальтнікельхромовій основах містяться:
а) первинні карбіди (TiC, VC, ТаС, ZrC, NbC та ін), що мають дуже високу температуру дисоціації;
б) вторинні карбіди (M 23 C 6 ; М 6 С; М 7 С 3), що виділяються з твердого розчину. Карбід M 23 C 6 утворюється в сплавах з 5% Сr і більше;
в) основні зміцнюючі інтерметалідні γ-фази (Ni 3 Ti, Ni 3 Al, Ni 3 Nb та ін). Внаслідок тонкої дисперсності цих фаз і когерентності з твердим розчином, сплави при їх утворенні набувають максимальної жароміцності.
Сталі і сплави з карбідним зміцненням застосовуються за більш низьких температур, ніж сплави з інтерметалідним зміцненням. Карбіди менш дисперсні, схильні до коагуляції і розподілені в матриці сплаву менш рівномірно, ніж γ'-фази. Однак для досягнення середньої жароміцності достатньо одного карбідного зміцнення. Карбідні фази додатково зміцнюють сплави, що тверднуть в результаті виділення γ'-фази.
Морфологія частинок γ'-фаз та карбідів значною мірою залежить від термічної обробки та її тривалості та регулює властивості сплавів. Тривалість теплових витримок призводить до укрупнення розмірів частинок γ'-фази і викликає реакції, що відбуваються в першу чергу за межами зерен. Для розуміння процесів, що протікають у сплавах при термічній обробці, та прогнозування їх властивостей при тривалій службі дуже важливо знати точний склад γ'-фази за будь-якої температури і різного часу витримки при цій температурі, а також хімічний склад матричного твердого розчину. Швидкості перетворення карбідних та інтерметалідних фаз, їх реакцій можуть оцінюватися додатково за допомогою даних кінетики змін твердості, фізичних та механічних властивостей. У найбільш поширених жароміцних сплавах на нікелевій основі, що містять хром і кобальт, легованих алюмінієм, титаном і молібденом, реакції перетворень можна виразити у вигляді рівняння: МС+γ→ М 6 С+γ+γ’+ МС, де Мелементи: Сr, Ti, Та та інші; М’- ті ж карбідоутворюючі елементи, що і в М. Приблизно половина кількості вуглецю, за даними роботи, залишається в карбідах. МС, нами умовно названих М’С; γ'-фаза (Ni 3 M) - з'єднання надлишку титану, алюмінію у твердому γ-розчині з нікелем.
Карбіди М 6 Сутворюються при 980-1150 °C, тоді як карбідна реакція МС→М 23 З 6протікає за 760-980 °C. Встановлено , якщо сплав міститься молібден і вольфрам у сумі >6 %, то переважно виділятимуться карбіди у вигляді М 23 З 6, проте зазначено , що це положення, очевидно, неточно обгрунтовано. Це, очевидно, залежить від вмісту вуглецю.
Дослідженнями, проведеними на сплаві В-1900, встановлені реакції, що протікають у ньому після термічної обробки (1080 °C 4 год, повітря+899 °C 10 год, повітря) і в процесі тривалого старіння до 2400 годпри 980 °C. Вони виражені рівнянням:
МС + γ + γ’ → М 6 С+ γ + залишок γ'.
Карбіди МС (а= 4,37 Å) багаті на титан і тантал, а карбіди М 6 С (а= 11,05 Å) багаті на молібден, нікель і кобальт. Карбіди М 6 Сспостерігаються у двох формах: глобулярної та пластинчастої. З часом глобулі та платівки карбідів укрупняються. Виділення γ'-фази спочатку глобулярні, потім з'являється γ'-фаза у вигляді пластинок, згодом за високої температури відбувається їх зростання, агломерація та подовження в розмірах. Одночасно виділення γ'-фази оточують усі карбіди та межі зерен у вигляді оболонки. Додаток напруги значно прискорює процес переходу карбідів. МСу карбіди М 6 Ста інтерметалідні зміни. У сплавах з більш високим вмістом хрому в основному утворюються карбіди М 23 З 6.
Швидкості реакції перетворення γ'-фази більше при накладенні напруги в процесі теплової витримки, ніж при напругах, попередньо отриманих перед цим. Напруги призводять до виборчих процесів виділень і перетворень та сприяють потовщенню меж зерен, викликають подовження та коалесценцію зміцнювальних фаз, як було показано в роботах. Укрупнення зерна сприяє прискоренню реакцій перетворень карбідних та інтерметалідних фаз, що відбуваються у прикордонних зонах. Наприклад, поява високотемпературної пластинчастої фази у сплавах виявляється значно раніше у крупнозернистих сплавах.
У роботі встановлено освіту в сплаві 15 Сr-25 Ni-3 Al-2,5 Ti інтерметалідної фази Ni 2 -Al, Ti, поряд з γ-фазою Ni 3 (Al, Ti). Фаза Ni 2 Al, Ti утворюється в процесі старіння при 700 ° C і має вигляд пластин, розмір яких збільшується з часом витримки. Ця фаза виділяється головним чином в областях, вільних від γ'-фази, а також за межами зерен. Вона некогерентна з твердим розчином, тому мікропорожнечі перед руйнуванням сплаву утворюються насамперед поблизу її виділень.
Фази Лавеса(АВ 2) - незначно зміцнюють сплави внаслідок їхньої некогерентності з твердим розчином та термічної нестійкості. Але за наявності в структурі γ'-фази, фази Лавеса дають можливість через властиву їм тривалість інкубаційного періоду виділення продовжувати термін служби сплавів при температурах не вище 750 °C.
Борідні фази- типу М 3В 2 , М 3В, М 5 B 5 різних сплавах, що містять бор, мають складний хімічний склад. Наприклад, у даних роботи такі фази відповідають з'єднанню (Мо 0,5 Cr 0,25 Ti 0,15 Ni 0,10) 3 B 2
Залежно від наявності тих чи інших фаз та стану сплаву (литий, деформований) призначають режими дисперсійного твердіння. Температура старіння не повинна викликати розчинення зміцнювальних фаз та коагуляцію чи коалесценцію. Хоча в деяких випадках для отримання заданих властивостей доводиться свідомо застосовувати високі температури, що викликають коагуляцію частинок та виділення їх менш дисперсному вигляді. Зазвичай старіння сплавів з карбідним зміцненням проводять при 600-800 °C, з інтерметалідним зміцнення при 700-1000 °C, залежно від кількості та складу надлишкових фаз. Зі збільшенням кількості зміцнюючої фази (суми титану та алюмінію) у сплавах підвищується і температура старіння (див. рис. 1). Сплави, що містять більше 8 % (Ti+Al), лише нагрівають до 1050-1200 °C і охолоджують на повітрі. Такі сплави в результаті кататермічного старіння набувають максимального зміцнення (наприклад, сплави ЖС6-К та ЕІ857). Сплави Rene 100 та IN-100 з 9-10,5 % (Ti+Al) піддай старінню при ~1000 °C, але це по суті друге загартування, а не старіння. Мабуть для таких сплавів це високотемпературне старіння зайве, вони ще більшою мірою схильні до кататермічного старіння, і для них цілком достатньо охолодження на повітрі з температур нормалізації, як, наприклад, показано на малюнку для сплаву IN-100
Рис.1.
Режими старіння можна змінювати залежно від потрібних властивостей металу. Існують ступінчасті режими старіння - подвійні та складніші, але вони мало прийнятні для практики. Для короткочасних термінів служби і особливо тривалих термінів застосування багатоступінчастих режимів старіння не виправдано, оскільки отримані структури у процесі складних термічних обробок неминуче змінюються за умов тривалої експлуатації, при вплив температури і навантаження. Процеси старіння у сплавах продовжують протікати незалежно від вихідного структурного стану. Частинки зміцнюючої фази коагулюють, коалесцируют, а нестійкі частинки розчиняються у твердому розчині, відбуваються повторні та неодноразові виділення нових більш рівноважних (на даному етапі) частинок, ці процеси відбуваються одночасно. Залежно від температурних умов той чи інший процес може переважати. Після витримки (зазвичай від 4 до 16 год) при температурах старіння сплави охолоджують повітря.
Типові режими термічної обробки зарубіжних сплавів представлені в табл. 1. і для вітчизняних – у табл. 2. Хімічні склади цих сплавів наведено у табл. 3 і 4. Слід зазначити, що відпал для цих сплавів у нас майже не застосовується, та й відпал від загартування (нормалізації) дуже відрізняється (див. табл. 1).
Таблиця 1
| Сплав | Відпал | Обробка на твердий розчин | Проміжне старіння | Остаточне старіння | ||||
| Температура у °С | Час у год | Температура у °С | Час у год | Температура у °С | Час у год | Температура у °С | Час у год | |
| 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 |
| Rene-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 |
| IN-100* | — | — | 1150..1175 | 2 | — | — | 930..995 | 4..16 |
| * Литі сплави | ||||||||
Таблиця 2
| Сплав | 1-е загартування | 2-е загартування | Остаточне старіння | |||
| Температура у °С | Час у год | Температура у °С | Час у год | Температура у °С | Час у год | |
| ЕІ435 | 980..1020 | 0,5 | — | — | — | — |
| ХН77ТЮР | 1080 | 8 | — | — | 700..750 | 16 |
| ХН70ВМТЮ | 1200 | 2 | 1050 | 4 | 800 | 16 |
| ХН35ВТЮ | 1180 | 2,5 | 1050 | 4 | 750..800 | 16 |
| ЕІ445Р | 1200 | 4..6 | — | — | 850 | 15..20 |
| ЕІ893 | 1160 | 2 | — | — | 800 | 12 |
| ЕІ929 | 1220 | 2 | 1050 | 4 | 850 | 8 |
| ЕІ867 | 1220 | 4..10 | — | — | 950 | 8 |
| ЕН867 * | 1180 | 6 | 1000 | 8 | 850 | 16 |
| ЕІ661 | 1200 | 10..15 | 950..1050 | 5..8 | — | — |
| ЖС6К | 1200 | 4 | — | — | — | — |
| * Проміжне старіння при 900 ° С 8 год. | ||||||
Таблиця 3
| Марка сплаву | Зміст елементів у % | ||||||||
| C | Cr | Co | Mo | Nb | Ti | Al | Fe | Інші елементи | |
| 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 | — |
| Rene-41 | 0,08 | 19 | 11 | 10 | — | 3 | 1,5 | 2 | 0,005 B |
| 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 B; 1 W |
| Udimet-700 | 0,15 | 15 | 19 | 5 | — | 3,5 | 4,5 | 0,5 | 0,05 B |
| 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-713 C | 0,06 | 12 | 1,5 | 4,5 | 2 | 0,6 | 6 | 0,3 | — |
| IN-100 | 0,15 | 10 | 14 | 3 | — | 5 | 5,5 | — | 0,015 B; 0,06 Zr; 1,0 V |
| B-1900 | 0,10 | 8 | 10 | 6 | — | 1,0 | 6 | — | 0,015 B; 0,08 Zr; 4,5 Ta |
Таблиця 4
| Марка сплаву |
|
|||||||||
| C | Cr | Co | Mo | W | Ti | Al | Fe | B | Інші елементи | |
| ЕІ435 | 0,10 | 20 | — | — | — | 0,30 | 0,10 | 1 | — | — |
| ХН77ТЮР | 0,05 | 20 | — | — | — | 2,5 | 0,8 | 1 | 0,01 | 0,10 Ce |
| ХН70ВМТЮ | 0,10 | 15 | — | 3 | 6 | 2,1 | 2,1 | до 5 | 0,02 | 0,02 Ce; 0,3 V |
| ХН35ВТЮ | 0,05 | 15 | — | — | 3 | 3 | 1,2 | ~40 | 0,03 | 0,02 Ce |
| ЕІ445Р | 0,05 | 18 | — | 4,5 | 4,5 | 2,5 | 1,2 | 1 | 0,01 | 0,02 Ce |
| ЕІ893 | 0,05 | 15 | — | 5 | 10 | 1,4 | 1,4 | 1 | 0,01 | 0,02 Ce |
| ЕІ929 | 0,06 | 10,5 | 15 | 5 | 6 | 1,7 | 4 | — | — | 0,1 Ba; 0,5 V |
| ЕІ867 | 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 | — |
Температура гарту за кордоном нижча і час витримки значно менший (майже в 2 рази), ніж температура гарту, що застосовується в СРСР. Внаслідок цього зарубіжні сплави більш дрібнозернисті, ніж застосовувані у нас. Друге загартування за кордоном не застосовують, тоді як у нас воно успішно застосовується для багатьох сплавів.
Наведені у табл. 1 та 2 типові режими термічної обробки можуть бути змінені в залежності від вимог. Відомо, що сплави з великим зерном, що отримується при нагріванні до високих температур, мають більш високий опір повзучості, ніж дрібнозернисті. Крупнозернисті сплави (2-3-й бал) мають значно більшу тривалу міцність при високих температурах. Однак, у разі помірно високих температур (600-700 °C) більш високою жароміцністю мають сплави із середнім розміром зерна 4-5-го бала. Дрібнозерниста структура внаслідок більшої поверхневої енергій розгалужених меж зерен більш нестабільна, особливо при підвищених температурах експлуатації, тому величина зерна жароміцних сплавів, особливо призначених для тривалої служби, повинна відповідати 3-4 балу стандартної шкали. Така величина зерна звичайна після нагрівання до 1100-1120 °C, а у складнолегованих сплавів при 1150-1170 °C.
За кордоном більшість промислових сплавів нагрівають за цих температур.
Для отримання високих властивостей міцності при кімнатній і невисоких температурах (~550 °C) нормалізацію слід проводити при 950-1050 °C і старіння при нижчих температурах, внаслідок чого сплави виходять дрібнозернистим (5-6-й бал), зміцнені тонкодисперсними виділеннями γ '-фази.
Таким чином, вибір режиму термічної обробки визначається необхідними механічними властивостями. При застосуванні сильно дисперсійних сплавів для роботи при температурах, що перевищують температурний інтервал дисперсійного твердіння (наприклад, при 900-950 °C), їх піддають тільки одній нормалізації. При нагріванні до температур експлуатації відбувається інтенсивне твердіння сплавів у процесі нагрівання (анатермічне старіння), вони отримують максимальне зміцнення в зоні робочих температур і можуть успішно витримувати певний час навантаження. Однак такі ж сплави, попередньо зістарені, мають менший запас опірності температурам та навантаженням і, отже, менш працездатні. Слабо дисперсійно-твердні сплави (ЕІ813, ЕІ435, Inconel-600 та ін.) не піддають старінню, так як дисперсійне твердіння їх дає малий ефект і відбувається під час експлуатації. Для забезпечення тривалої стабільності сплавів необхідно помірний вміст зміцнювальних фаз у їх структурі (тобто застосування помірно дисперсійно-твердіючих сплавів). Дуже важливо при цьому отримати рівномірне та максимальне виділення тонкодисперсних інтерметалідних та карбідних фаз, що передбачалося ступінчастими режимами обробки. Ступінчасті режими старіння, хоча і призводять до втрати властивостей міцності, але значно підвищують пластичні властивості і зменшують схильність сплавів до теплової крихкості. Проте проведені пізніше експерименти показали недоцільність цього. Так, на сильно дисперсійно-твердіють сплаві ХН35ВТЮ (ЕІ787) були перевірені складні режими термічної обробки одночасно з найпростішим режимом, що складається тільки з одного старіння при 750 °C. Оцінювалася схильність до теплової крихкості при витримках до 10'000-20'000 годта температурі 700 °C. Результати (табл. 5) показують, що незалежно від складності попереднього режиму термічної обробки сплав хрущується. Збільшення числа ступенів відпустки чи тривалості витримки впливає лише на вихідні значення ударної в'язкості. У процесі старіння вона знижується, причому меншою мірою після термічної обробки, що складається з одного старіння.
Як було раніше зазначено, процеси дисперсійного виділення, коалесценції та розчинення термодинамічно нестійких частинок другої фази відбуваються безперервно. Ці процеси відбуваються регенеративно, цикл повторюється за циклом, тому скільки б сплав не застарівати заздалегідь і ускладнювати режими термічної обробки, він при тривалій тепловій витримці змінюватиме свої властивості, заохочуватиметься в результаті постійного виділення частинок зміцнюючої фази і зміни структурного стану.
Слід зупинитися на оригінальному та простому режимі термічної обробки дисперсійно-твердіючих гаряче- або холоднодеформованих сплавів, що складається з одинарного старіння (без попереднього загартування).
Цей режим дозволяє отримувати найкращі властивості міцності і пластичність в широкому діапазоні температур, а також найвищу жароміцність і опір втоми при температурах до 750 °С. Крім того, цей режим забезпечує кращий опір теплової крихкості та нечутливість до надрізів. Режим обробки, що складається лише з одного старіння, перевірено на деяких сплавах і успішно впроваджено у виробництво. Відомостей про застосування таких режимів за кордоном поки немає.
Інша важлива умова забезпечення тривалої стабільності сплавів – досягнення високої термічної стійкості зміцнювальних фаз. Це досягається ускладненням складу зміцнювальних фаз, введенням у сплав елементів, які частково входять до складу зміцнюючої γ'-фази. Найбільш ефективні зміцнюючі γ'фази - Ni 3 Al і Ni 3 Ti та їх поєднання - Ni 3 (А1, Ti) можуть бути ускладнені: ніобієм, танталом, оловом, кремнієм, магнієм, бериллієм, рутенням, молібденом та іншими елементами, що забезпечують дисперсійне твердіння нікелевих сплавів. З них особливий інтерес представляють елементи з більшим атомним діаметром, наприклад олово.
Атомні діаметри деяких елементів, що утворюють з нікелем фази типу γ', наступні:
Зняття напруги.Для зняття напруги та стабілізації розмірів деталей часто використовують відпустку. Внутрішня напруга може виникати в результаті механічної обробки, зварювання або в процесі експлуатації. Готові вироби з жароміцних сплавів відпускають при 400-700 °C з витримкою в залежності від габаритів виробу; після відпустки повільне охолодження. При більш високих температурах відпустки починають протікати процеси старіння, і для багатьох сплавів відпустка може бути поєднана із звичайним старінням, тому, як остаточну обробку перед експлуатацією, доцільно проводити старіння, що дозволяє повністю знімати внутрішні напруги.
Нові дослідження.У США виданий патент на метод підвищення твердості, характеристик міцності, опору повзучості і жаростійкості аустенітних жароміцних сплавів на нікелевій, нікелькобальтовій та інших основах (Патент США № 3329535 від 4.07.1967 р.). Цей метод полягає в обробці на твердий розчин з охолодженням на повітрі при застосуванні високого гідростатичного тиску (10'000-50'000) атм), що помітно зменшує розчинність вуглецю у твердому розчині (витримка під тиском 1-10 хв). В результаті високого тиску атоми вуглецю або карбіди «вичавлюються» з матриці в когерентні виділення і розташовуються у формі сітки, при цьому частки когерентних фаз не випадають, як завжди, на межі зерен. При подальшому старінні (650-980 ° C) карбіди виділяються навколо рівномірно розподілених пористих утворень твердого розчину.
Цікаві дослідження, проведені США на сплаві Inconel-718. Зміцнення цього сплаву досягається виділеннями γ'-фази на основі Ni 3 Nb, склад якої відповідає з'єднанню Ni 3 (Nb 0,8 Ti 0,2), . Сплав Inсоnе1-718 повільно дисперсійно-твердіє і внаслідок цього високотехнологічний і добре зварюється. Він застосовується до роботи до 760 °C. Його висока міцність (σ 0,2 до 120-145 кг/мм 2) поєднується з гарною корозійною стійкістю. Звертає увагу невисока температура нормалізації 955 °C (див. табл. 1), що забезпечує високі міцності. Вплив ніобію на властивості цього сплаву благотворно та ефективно. Титан також впливає на властивості сплаву Inconel-718, не менше, ніж ніобій. Вплив алюмінію менш суттєвий, викликає невелике підвищення міцності зі змінним ефектом. Кремній за впливом подібний до ніобію з невеликими відхиленнями. У роботі викладено результати досліджень подвійних (Ni+Si) та потрійних (Ni+Si+Ti) сплавів. Встановлено утворення β-фази: Ni 3 S та Ni 3 (Si, Ti), у сплавах, що містять - ~12-13 % Si та 6-10 % Si та 1-4 % Ti відповідно. Рентгеноструктурним методом встановлено, що фаза Ni 3 (Si, Ti) подібна до γ'-фазі Ni 3 (Al, Ti); Ni 3 Si, або -фаза в подвійних сплавах утворюється в результаті перитектоїдної реакції при температурах нижче 1040 °C. Вона має значну пластичність, як і відповідна їй фаза Ni 3 (Si, Ti). Добавка в подвійний сплав титану (~2 %) усуває перитектоїдну β-освіту, і фаза Ni 3 (Si, Ti), що утворюється, має однакову точку плавлення, як і з'єднання Ni 3 Ti (1380 °C). Сплави, що містять кремній і титан у зазначених кількостях, мають досить високі властивості міцності і пластичність. Максимальна межа міцності та плинності литих сплавів при кімнатній температурі відповідно становлять: 55-57 та 25-28 кг/мм 2, а мінімальне подовження знаходиться в межах 15-30% Інші властивості цих дисперсійно-твердіючих сплавів не наводяться.
Шкідливі фази.При тривалій термічній обробці або процесі служби в багатьох жароміцних сплавах виділяються σ-, μ- та інші фази, які не мають строгого стехіометричного співвідношення і є твердими розчинами змінного складу. Ці фази викликають зниження пластичних якостей сталей і сплавів. Утворенню σ-фази значною мірою можуть сприяти хром, вольфрам, молібден та ін. Невеликі добавки кобальту (до 5%) можуть зменшити процес σ-освіти. При цьому він входить до складу зміцнюючої фази Ni 3 M і звільняє хром твердий розчин. Вміст кобальту вище 5% активно впливає на σ-освіту, особливо при нестачі сплаву хрому. Існують методи розрахунку часу утворення σ-фази у сплавах. Це обчислення так званої точки N v - точки щільності електронних вакансій, проте вони не завжди точні. Є сплави, що мають небезпечну точку N v , але не утворюють σ-фазу. У сплавах Ud-700, Ud-500, Ud-520, IN-713C, Rene-41 було виявлено σ-фазу. Хоча σ-фаза знижувала характеристики сплавів Ud-700 та IN-100, вона мало чи зовсім не впливала на міцність інших сплавів. Дослідженнями високоміцних литих сплавів встановлено, що присутність σ-фази впливає зниження властивостей .
Сплави на основі нікелю добре протистоять окисленню до температур 850-950 °C. При більш високих температурах (температури нагріву під загартування) вони окислюються з поверхні і за межами зерен, тому для термічної обробки жароміцних сплавів при високих температурах, за даними роботи, бажано мати вакуумні або водневі печі. Охолодження металу після закінчення витримки досягається за допомогою струменя інертного газу. Якщо окислення є неприпустимим, необхідно застосовувати печі із захисною атмосферою. Нагрівання в соляних ваннах небажане, тому що хлориди ванни можуть реагувати з поверхнею металу в процесі нагрівання навіть при температурах старіння. Термічні печі для старіння можуть бути звичайні з повітряною атмосферою і нагріватися газом. Розведена екзотермічна атмосфера порівняно безпечна та економічна. Ендотермічна атмосфера не рекомендується. Якщо неприпустиме окиснення, то застосовують атмосферу аргону. Точність регулювання температури при термічній обробці повинна бути для сплавів, що деформуються, в межах 4-5 °C, для литих 8-10 °C.
Список літератури:
1.
Назаров Є. Г., Латишов Ю. В. Поліпшення властивостей дисперсійно-твердіє жароміцних сталей і сплавів. М., ГООІНТІ, 1964 № 23-64-1349/26.
2.
Борздика А. М., Цейтлін В. 3. Структура та властивості жароміцних сплавів у зв'язку з термічною обробкою НТО Машпром М., «Машинобудування», 1967.
3.
Бєлікова Е. І., Назаров Є. Г. «МіТОМ», 1962 № 7.
4.
Betterige W., Franklin А. «J. of the Institute of Metals», 1957, v. 85.
5.
Беттерідж В. Сміт. Жароміцні металеві матеріали. Вид-во іностр. літ., 1958.
6.
Біляцька І. С., Лівшиць Б. Г. «Известия вузів. Чорна металургія», 1960 № 7.
7.
Естулін Г. В. Додаток до журналу "Сталь", 1958.
8.
Лівшиць Д. Е., Хімушин Ф. Ф. Дослідження з жароміцних сплавів. АН СРСР, 1957.
9.
Danesi W., Donachie М., Radavich J. "TASM", 1966, v. 59.
10.
Danesi W., Dоnасhie M. «J. of the Institute of Metals», 1969, v. 97.
11.
Cowan T. «J. of Metals», 1968, v. 20 № 11.
12.
Назаров E. Р., Приданцев M. В. «МіТОМ», 1963 № 11.
13.
Назаров Є. Г. «МіТОМ», 1969 № 8.
14.
Sims З. «J. of Metals», 1966 № 10.
15.
Левін Є. Є., Пивник Є. М. Прогресивні методи термічної обробки високолегованих жароміцних сплавів. Серія «Металознавство та термічна обробка». Вип. 4. Ленінград, 1963.
16.
Гуляєв А. П., Устименко М. Ю, «Известия АН СРСР «Метали», 1966 № 6.
17.
Ульянін Є. А. «МіТОМ», 1966 № 10.
18.
Williams До. «J. of the Institute of Metals», 1969, v. Е7.
19.
Murphy H., Sims C. Beltran A. «J. of Metals», 1968, v. 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 А1МЕ", 1968, v. 242.
23.
Хімушин Ф. Ф. Жароміцні сталі та сплави. М. "Металургія", 1969.
24.
Ozel М., Nutting I. «J. Iron and Steel Institute», 1969, v. 207.
Аустенітні сталі мають ряд особливих переваг і можуть застосовуватись у робочих середовищах, що відрізняються значною агресивністю. Без таких сплавів не обійтися в енергетичному машинобудуванні, на підприємствах нафтової та хімічної промисловості.
Аустенітні сталі - це сталі з високим рівнем легування, при кристалізації утворюється однофазна система, характеризуєтьсякристалічні гранецентровані грати. Такий тип ґрат не змінюється навіть під впливом дуже низьких температур (близько 200 градусів Цельсія). В окремих випадках є ще одна фаза (обсяг у сплаві не перевищує 10 відсотків). Тоді грати вийде об'ємноцентровані.
Опис та характеристики
Сталі поділяють на дві групи щодо складу їх основи та вмісту легуючих елементів, таких як нікель та хром:
- Композиції, в основі яких міститься залізо: нікель 7%, хром 15%; загальна кількість добавок – до 55%;
- Нікелеві та залізонікелеві композиції. У першій групі вміст нікелю починається від 55% і більше, а у другій – від 65 і більше відсотків заліза та нікелю у співвідношенні 1:5.
Завдяки нікелю можна досягти підвищеної пластичності, жароміцності та технологічності сталі, а за допомогою хрому - надатинеобхідну корозійність та жаростійкість. Додавання інших легуючих компонентів дозволить отримувати сплави з унікальними властивостями. Компоненти підбирають відповідно до службового призначення сплавів.
Для легування переважно використовують:
- Феритизатори, що стабілізують структуру аустенітів: ванадій, вольфрам, титан, кремній, ніобій, молібден.
- Аустенізатори, представлені азотом, вуглецем та марганцем.
Усі перелічені компоненти розташовані у надмірних фазах, а й у твердому розчині зі сталі.
Сплави, стійкі до корозії та перепадів температур
Широкий спектр добавок дозволяє створити спеціальні сталі, які будуть застосованідля виготовлення компонентів конструкцій та працюватимуть у кріогенних, високотемпературних та корозійних умовах. Тому склади поділяють на три типи:
- Жароміцні та жаростійкі.
- Стійкі до корозії.
- Стійкі до дії низьких температур.
Жаростійкі сплави не руйнуються під впливом хімікатів в агресивних середовищах, можуть використовуватися за температури до +1150 градусів. З них виготовляють:
- Елементи газопроводів;
- Арматуру для печей;
- Нагрівальні компоненти.
Жароміцні марки протягом тривалого часу можуть чинити опір навантаженням в умовах підвищених температур, не втрачаючи високих механічних характеристик. При легуванні використовують молібден і вольфрам (на кожне доповнення може відводитися до 7%). Для подрібнення зерен у невеликих кількостях застосовується бор.
Аустенітні нержавіючі сталі (стійкі до корозії) характеризуються незначним вмістом вуглецю (не більше 0,12%), нікелю (8-30%), хрому (до 18%). Проводиться термічна обробка (відпустка, загартування, відпал). Вона важлива для виробів з нержавіючої сталі, адже дає можливість добре триматися в різних агресивних середовищах - кислотних, газових, лужних, рідкометалевих при температурі 20 градусів і вище.
У холодостійких аустенітних композиціях міститься 8-25% нікелю та 17-25% хрому. Застосовують у кріогенних агрегатах, але вартість виробництва істотно зростає, тому використовуються дуже обмежено.
Властивості термічної обробки
Жаростійкі та жароміцні марки можуть піддаватися різним типам теплової обробки, щоб наростити корисні властивості та модифікувати вже наявну структуру зерен. Йдеться про кількість і принцип розподілу дисперсних фаз, величину блоків і власне зерен тощо.
Відпалювання такої сталі допомагає зменшити твердість сплаву (іноді це важливо при експлуатації), а також усунути зайву крихкість. У процесі обробки метал нагрівається до 1200 градусів протягом 30-150 хвилин, потім його необхідноякнайшвидше охолодити. Сплави зі значною кількістю легуючих елементів, як правило, охолоджуються в оліях або на відкритому повітрі, а простіші - у звичайній воді.
Нерідко проводиться подвійне загартування. Спочатку виконують першу нормалізацію складів при температурі 1200 градусів, потім слідує друга нормалізація при 1100 градусах, що дозволяє значно збільшити пластичні та жароміцні показники.
Домогтися підвищення жароміцності та механічної міцності можна в процесі подвійної термічної обробки (загартування та старіння). До експлуатації проводиться штучне старіння всіх жароміцних сплавів (тобто виконується їхнє дисперсійне твердіння).