Файл: Шведов Л.И. Хромоникельалюминиевая жаростойкая сталь.pdf

Г л а в а /

ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СИСТЕМЕ F e - C r - N i - A I В ТВЕРДОМ СОСТОЯНИИ

ИВЛИЯНИЕ НА НИХ УГЛЕРОДА

Вработе по изысканию новых сплавов, связанной с изучением влияния легирующих элементов и условий термической обработки на свойства, идут не только пу­ тем эмпирического исследования. Используя диаграммы состояния и общие положения металловедения, достаточ­ но провести пробные опыты сразу же на образцах от­ дельных критических составов. Они позволяют судить о возможных свойствах новых сталей и указывают направ­ ление для дальнейших исследований. Для суждения о свойствах многокомпонентных сплавов, какими являют­ ся жаростойкие стали, необходимы соответствующие диаграммы. В литературе диаграмм состояния с тремя и более компонентами имеется очень мало, поэтому в большинстве случаев их необходимо строить.

Вработе И. И. Корнилова [8] сделана попытка изу­

женных с ней двухфазных областей у+|3 и у+6, которые представляют наибольший интерес при изыскании составов жаростойких сплавов с повышенными характе­ ристиками сопротивления ползучести при высоких тем­ пературах. Под р и б автор, очевидно, имел в виду фазу

вов системы Fe — Сг — Ni — А1, относящихся к области

8

у и граничащих с ней областей, необходимо исходить из имеющихся в литературе данных по фазовому строению тройных диаграмм состояния сплавов систем Fe — С г—■

— Ni, Fe — Ni — Al, Fe — Cr — A1 и Cr — Ni — Al, вхо­ дящих в эту четверную систему.

Обзор большого количества работ по тройной систе­ ме сплавов Fe — Сг — Ni и достаточно глубокий их ана­ лиз сделаны в монографии [9]. В ней приведен ряд политермических разрезов при постоянном содержании железа и никеля, изотермические разрезы и проекции по­ верхностей ликвидуса и солидуса, отражающих фазовое состояние сплавов при различных температурах. Боль­ шой интерес представляют изотермические разрезы же­ лезного угла диаграммы Fe—Сг—Ni при 650 и 800 °С, построенные по данным изотермического превращения в

ра в тройной системе в равновесном состоянии, имеющей наиболее важное значение для разработки сталей аусте­ нитного класса, работающих при высоких температурах. Столь длительные выдержки при отжиге Fe — Сг — Ni сплавов связаны с очень медленным достижением в них равновесия особенно при температурах ниже 700°С. Сравнивая эти разрезы с данными других исследовате­ лей, полученными на технически чистых сплавах [12], видно, что область у-твердого раствора с повышением чистоты сплавов и времени изотермического превраще­ ния значительно сужается.

Влияние углерода на диаграмму состояния сплавов тройной системы Fe — Сг — Ni изучалось в работе [13]. В ней показано, что углерод стабилизирует аустенит и смещает границы появления а- и а-фаз в сторону боль­ шего содержания хрома, расширяя тем самым область аустенитного твердого раствора у. На рис. 1, а и б пока­

углеродистых сплавах (сплошные границы). Но на этих сечениях не показана область существования карбидов,

9

расширяется за счет смещения ее левой и верхней гра­ ниц в сторону большего содержания железа и хрома. По данным работ [15, 16], область у при 1000 °С зани­ мает еще несколько большую площадь. При этой темпе­ ратуре имеется также область a-фазы и смежные с ней двухфазные области, которых нет при 1000 °С в двух­ компонентной системе Fe—Сг. Это говорит о том, что в тройной системе Fe—Сг—Ni температура об­

[17] указывается, что в мелкозернистой стали при выде­ лении о-фазы пластичность снижается меньше, чем в крупнозернистой, что объясняется выделением ее в крупнозернистой стали преимущественно по границам зерен, а в мелкозернистой также и внутри зерна. Послед­ нее положение кажется сомнительным, так как процесс выделения и коагуляции о-фазы является диффузион­ ным, т. е. характеризуется временем и путями диффузии атомов. А так как в мелкозернистой структуре пути диффузии атомов до границ зерен меньше, чем в крупно­ зернистой, то и выделений о-фазы должно быть больше

11

по границам. Другое дело, что в связи с большей протя­ женностью границ в мелкозернистом металле и выделе­ ния будут мелкодисперсными, в меньшей степени снижаю­ щими пластичность сплава, чем крупные выделения, расположенные по границам.

Результаты систематического и глубокого исследова­ ния тройной системы Fe — 'Ni — А1 даны в работах А. Бредли [18, 19]. Исследование фазового состава спла­ вов проведено после длительного отжига в равновесном состоянии. Построены политермические и изотермические разрезы при высоких температурах (750°С и выше). Из приведенных данных наибольший интерес представляет

у-твердого раствора в системе Fe — Ni — А1 значитель­ но уже, чем в системе Fe — Ni — Сг. Она расположена в виде полосы, прилегающей к двойной системе Fe — Ni и ограниченной 6—10% алюминия. В никелевом углу вблизи двойной системы Ni — А1 область у расширяется до 14% алюминия.

Значительный интерес представляют показанные на изотермическом сечении области, смежные с у-твердым

№3А1. На рис. 2, б представлено изотермическое сечение

областей у + у ' и у + р ' с у-облястыо смещаются вправо, к большему содержанию алюминия, т. е. сплавы, относя­

жаропрочных материалов. Из двойной диаграммы спла­ вов Ni — А1 известно, что у' имеет более узкую область растворимости, чем [К, и поэтому более устойчива при высоких температурах, а следовательно, и сплавы, в структуре которых она выделяется в мелкодисперсном состоянии, более жаропрочны [21]. Однако, как видно из показанных на рис. 2 изотермических сечений, для обра­ зования у'-фазы требуется большее содержание никеля, чем для получения сплавов с (К-фазой. у'-Фаза в сплавах F e —-Ni — А1 образуется при содержании никеля 36%

12

Ni

Рис. 2. Изотермический разрез системы Fe—Ni—А1 при 750 (а)

и 950 °С (б)

и более [19]; [/-фаза, по данным [22],— при содсржаннп в стали никеля свыше 4% и алюминия 3% и более. В этом случае уже отмечается значительный эффект ста­ рения, связанный наряду с процессом упрочнения а-твер- дого раствора при образовании Fe3AI также с мелкодис­ персным выделением (’/-фазы.

Приведенные па рис. 2 сечения построены в атомных процентах. Остальные диаграммы, кроме изотермическо­ го тетраэдра Fe — Сг — Ni — А1 при 750 °С (см. рис. 5), даны в процентах по массе.

Диаграмма состояния сплавов Ре—Сг—А1 являет­ ся наиболее сложной из рассмотренных тройных систем

алюминия 1% при 1150 °С. Вследствие своей очень малой

0,95%. Сплавы, содержащие до 33% алюминия, имеют структуру a -твердого раствора. При более высоком коли­ честве алюминия образуется ряд пнтерметаллических соединений, но эти сплавы практического применения пока не нашли главным образом из-за низких механиче­ ских свойств. В области твердого раствора с концентра­

железе. При малом количестве алюминия выпадает це­ ментит Fe3C, который в равновесном состоянии практически не растворяет алюминия. При высоких co­

ll