Файл: Шведов Л.И. Хромоникельалюминиевая жаростойкая сталь.pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 26.06.2024
Просмотров: 70
Скачиваний: 0
держаниях алюминия (более 2%) и углерода (более 0,8%) образуется железоалюмшшевый карбид РезА1Ск (К). При еще большей концентрации алюминия вместе с железоалюминиевым карбидом образуется карбид алюминия А14С3 [28], который повышает жаропрочность
fit,am %
Рис. 3. Диаграмма состояния сплавов Fe—AI (а) и политермичсскнй разрез системы Fe—Al—С с 0,4% углерода (б)
15
и износостойкость стали, но разлагается под действием воды. Железоалюмпнпевый карбид, выделяясь в мелко дисперсной форме после соответствующей термообработ ки,. может значительно повышать прочностные свойства марганцевоалюминиевой стали при комнатной и повы шенных температурах [29].
Наиболее изученной и менее сложной из составляю щих системы Fe — Сг — А1 является диаграмма Ре — Сг
[30, 31]. |
Значительный интерес здесь представляют |
у-область, |
имеющая вид замкнутой и провисшей петли, |
и область |
выделения a-фазы. Максимальная раствори |
мость хрома в у-железе при высоких температурах со ставляет 12%. При температуре ниже 850°С, а также при содержаниях хрома выше 12% и более высоких тем пературах па диаграмме Fe — Сг находится широкая область однофазного твердого раствора а, примыкающая к железной стороне.
В работе [32] даны |
фазовые диаграммы системы |
|
сплавов Fe — Сг — А1 |
в |
закаленном с 1150°С и отож |
женном состояниях, |
прилегающие к стороне Fe—Сг |
|
(рис. 4, а, б). Сплавы исследовались в литом состоянии; отжиг их производился при 1200 °С в течение 48 ч. За
тем |
образцы охлаждались до 1150°С, выдерживались |
48 ч, |
после чего одна их партия закаливалась в воде, |
другая охлаждалась в печи до 850 °С со скоростью 30° в 1 ч и далее до комнатной температуры с печью. Если по строенная после такой термообработки фазовая диа грамма при 1150 °С близка к равновесной, то этого нель зя сказать о приведенной на рис. 4, б диаграмме для комнатной температуры. Однако приведенные выше диа граммы дают определенную ориентировку для построе ния четверной системы Fe — Сг — № — А1. Из рис. 4, а видно, что при 1150 °С к стороне Fe—Сг примыкает широкая область «-твердого раствора. В железном углу имеется небольшая область у-твердого раствора и по лоска двухфазной структуры «+у, разделяющая одно фазные области « и у. При комнатной температуре (рис. 4, б) область a -твердого раствора значительно су жается за счет расширения двухфазной области « + е и появления областей с новыми структурными составляю щими -— (3- и a-фазой. Гипотетически дается расположе ние трехфазной области а + е+ |3, и штрихпунктирной линией ориентировочно изображена область распростри-
Рис. 4. Фазовая диаграмма тройной системы Fe—Сг—А1 в закален-
ном с 1150°С состоянии (а) |
и при '"'гп'уПУ Pi j nun |iптургт (fi) |
|
‘ *ФОo .. tHT\ jбC АA иn vs nмa n |
2. Зак. 16 |
"**■*"• - техни в нал |
|
оиблиаг»** C ClT Р |
|
.Q U O tu n |
нения соединения РезА1, а штриховой линией — граница существования магнитных сплавов.
Данных по исследованию диаграммы состояния трой ной системы Сг — № — А1 в литературе нет. Но так как
диаграмма |
этой системы входит в тетраэдр состояния |
|
четверной системы Fe |
Сг — № — Л1 гранью, противо |
|
лежащей |
исследуемому |
в данной работе железному |
углу, то ее влияние на фазовый состав изучаемых спла вов менее значительно, чем других тройных систем.
Фазовый состав сплавов четверной системы Fe —
— Сг — Ni — А1 можно ориентировочно представить, построив изотермические тетраэдры ее с использованием приведенных выше тройных диаграмм. При рассмотре нии этих диаграмм видно, что области у-твердого раство
ра с повышением |
температуры расширяются. Следова |
||||
тельно, |
для определения составов сталей аустенитного |
||||
класса |
построение |
тетраэдра |
четверной системы надо |
||
производить, |
используя имеющиеся изотермические се |
||||
чения |
тройных |
диаграмм при более низких температу |
|||
рах. Из приведенных |
выше сечений системы Fe — Сг — |
||||
Ni в данном |
случае |
наиболее |
подходит сечение при |
||
700 °С, показанное на рис. 1, а, |
где даны также границы |
||||
у-области при содержании углерода 0,3 %• Это особенно ценно для разработки жаростойких и жаропрочных ста
лей, в состав |
которых всегда входит углерод или в виде |
|
необходимой |
добавки, или в виде примеси. Из системы |
|
Fe — 'Ni — А1 |
подходит сечение при 750 °С |
(рис. 2, а); |
из системы |
Fe — Сг — А1 — приведенная |
на рис. 4, б |
фазовая диаграмма при комнатной температуре. Послед няя диаграмма неравновесна; она отражает какое-то промежуточное высокотемпературное состояние спла вов, близкое к 750 °С.
С использованием указанных сечений тройных диа грамм построена пространственная четверная диаграмма Fe — Сг — Ni — А1 в виде изотермического тетраэдра состояния при температуре 750 °С (рис. 5). Грань тетра
эдра F e — Сг — 'Ni показана |
контурными линиями без |
|
углерода и |
штриховыми |
с добавкой 0,3% углерода. |
Штриховыми |
линиями также показаны границы фазо |
|
вых областей в системе Fe — Сг — А1, лежащей на зад ней грани тетраэдра. Содержание компонентов в нем дано в атомных процентах. На этом тетраэдре показана область у-твердого раствора, смежные с ней области
18
двухфазных |
структур (твердый |
раствор |
л7-}-упрочняю |
щая фаза р' |
или у') и трехфазная |
область |
(y + y'-f р'). |
Тетраэдр построен при 750 °С, так как эта температура является нижней рабочей температурой для жаростой ких сталей и средней Для жаропрочных. Химические со ставы жаропрочных и жаростойких сплавов с повышен ными прочностными свойствами должны лежать в заштрихованных областях, причем для жаропрочных сплавов, как известно из теории жаропрочности, лучшими являются области у + р', у + у' и у + у' + р'. Наиболее
Сг
Рис. 5 Диаграмма состояния сплавов системы Г-е—Сг—Ni—А1 при
750 °С
2* |
19 |
предпочтительна двухфазная область y+V> так как область растворимости интерметаллического соединения Ni3Al (у') уже, чем NiAl ((3'), и поэтому первое является более устойчивым упрочнителем, но для его образования требуется значительно большее количество никеля.
Па построенном тетраэдре расположение фазовых областей видно только на гранях, распространение же их внутрь объема не изучено и требует проведения соответ ствующего исследования.
Г л а в а II
СВОЙСТВА И м и к р о с т р у к т у р а
ХРОМОНИКЕЛЬАЛЮМИНИЕВЫХ СТАЛЕЙ
в литом состоянии
Показатели свойств жаропрочных и жаростойких сплавов должны удовлетворять большому количеству требований. Кроме повышенных характеристик пределов ползучести, длительной прочности, пластичности, жаро стойкости и термостойкости, они должны иметь удовлет ворительные показатели физико-механических свойств при комнатной температуре, высокое сопротивление
усталости, эрозии, |
малую |
чувствительность к надрезу |
|
и т. д. Следует учитывать |
также технологичность: ли |
||
тейные |
свойства, |
деформируемость, свариваемость |
|
и др. |
разработке |
химического состава жаростойкой |
|
При |
|||
стали должны учитываться положения теории жаропроч ности, а также вопросы, связанные с экономикой и условиями производства. Для обеспечения высокой жа ростойкости и жаропрочности желательно повышенное содержание хрома и алюминия в стали. Но это содержа ние должно строго ограничиваться вследствие феррито образующей способности этих элементов. Появление в структуре аустенитной стали зерен феррита ведет к рез кому снижению жаропрочности. По соображениям эко номического характера на нижнем пределе, обеспечива ющем стабильную аустенитную структуру, должна находиться концентрация никеля. На производстве ши роко используются жаростойкие стали в литом состоя нии со значительными примесями кремния, марганца и других сопутствующих элементов. Только при учете разносторонних требований, предъявляемых к сплавам, применяемым при высоких температурах, возможны успешная разработка новых сталей и их использование в промышленности.
21
Учитывая изложенное выше, а также положение фа зовых областей на тетраэдре, представленном на рис. 5, за основу, стали были приняты железные сплавы с 0,3% углерода четырех следующих составов:
|
|
I |
I I |
I I I |
IV |
Сг, |
о / |
12 |
18 |
18 |
18 |
Ni, |
% |
14 |
14 |
19 |
25 |
Все эти сплавы, как видно из диаграмм, изображенных на рис. 1, относятся к сталям аустенитного класса. Учи тывая имеющий место в хромоникелевых сталях процесс карбидообразования, структура их должна быть двух фазная— аустенит + карбиды. Исследовалось влияние алюминия на свойства приведенных четырех составов ста ли в литом состоянии. Алюминий вводился в количестве от 0 до 7%. На рис. 5 контурными прямыми I, II, III и IV показано положение исследуемых разрезов в четверной системе Fe—Сг—Ni—А1.
Для решения задач, поставленных в настоящей работе, использовалось большое количество различных методик. Большинство из них являются известными, общепринятыми или стандартными, как например испы тание жаростойкости, механических свойств при ком натной и высоких температурах и др. [20, 33—35]. Поэ тому описание их не приводите^, а даются только необ ходимые сведения о применяемых режимах и образцах.
Вотдельных случаях, как например при испытании на термическую усталость (термостойкость) и трещнноустойчивость, разработаны оригинальные методики и новые приборы для их проведения. Поэтому они описы ваются более подробно. Некоторые вопросы методики, не являющиеся общими для всей работы, кратко освеще ны в отдельных главах.
Сплавы выплавлялись в основной индукционной печи.
Вкачестве шихтовых материалов использовались сталь 45, никель Н 1, хром 0, алюминий А99, 96,6%-ный марга нец, 75%-ный ферросилиций. Для наведения шлака и защиты металла от окисления и газонасыщения приме нялся флюс, состоящий из 45% СаО, 7% MgO и 48% А120 з. После расплавления металл раскислялся боркаль-
ком, снимался шлак и наводился новый, криолитовый, под который вводился алюминий в виде небольших
22