Файл: Эстрин, Б. М. Производство и применение контролируемых атмосфер (при термической обработке стали).pdf

Скачать файл
Заказать решение

ВУЗ: Не указан

Категория: Не указан

Дисциплина: Не указана

Добавлен: 15.10.2024

Просмотров: 88

Скачиваний: 0

ВНИМАНИЕ! Если данный файл нарушает Ваши авторские права, то обязательно сообщите нам.

«

8

12

16

20

24

28

32

36

tff

 

 

 

 

Время, ч

 

 

 

 

\

\ «11— * \ \ •

\ \ \ч

Ч <Ж>

4 ft\V>

\

\

/- ?\

•

поо то /зоо ПОО

Темлература, °С

Рис. 3. Окисление нихрома в газо­ вых средах:

а — скорость

окисления

нимоннка

75 при

1000° С

в зависимости

от

пар ­

циального

давления

окиси

углерода:

/ — Ю - 1

мм

рт. ст.;

2— 1 мм

рт. ст.;

3—10

2

мм

рт. ст.; 4—10

 

мм рт.

ст.; б — ж и в у ч е с т ь

нихрома

80—20:

/ — в

эндогазе;

2 — в

экзогазе;

3 — в

экзогазе с кислородом;

4 — в

воздухе

Во всех случаях, кроме испытаний в водороде, где обнаружен лишь рост зерна, двойной сплав подвергался очень медленному раз­ рушению, причем окисление наблюдалось главным образом по границам зерен.

При испытании этого сплава в атмосфере экзогаза зафиксиро­ вано науглероживание: большая часть сечения проволоки диамет­ ром 0,4 мм покрывалась карбидом. Подобные же явления наблю­ дались при нагреве сплава в атмосфере экзогаза только с мень­ шим образованием карбидов.

13

 

В двойном сплаве после испытания

 

обнаружено

небольшое ко­

личество

нитридов,

 

появляющихся

в

результате

насыщения

азо­

том, содержащимся

в газовой среде.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

В отличие от двойного сплава тройной сплав Cr—Ni—Fe под­

вергается

значительно

более

сильному

 

науглероживанию,

причем

оно тем сильнее,

чем

больше

железа в

сплаве

(нагреватель

очень

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

быстро

 

становится

настолько

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

хрупким, что ломается от при­

 

 

\

 

 

 

 

 

 

 

 

 

косновения).

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Воздействие

азота

на спла­

 

 

\

\\

 

 

 

 

 

вы

 

Cr—А1

выражено

очень

 

 

 

 

 

 

 

 

сильно

 

и

объясняется

боль­

 

100

 

к

 

 

 

 

шим

 

сродством

алюминия

к

s

 

 

 

 

 

азоту.

Оно проявляется

в об­

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

разовании

значительного

коли­

I

50

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

чества

сложных

нитридов

алю­

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

миния и хрома, приводящем к

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

обеднению

сплава Сг и А1, т. е.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

к

падению

окалмиостойкости.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Глубокие

структурные

измене­

 

 

 

 

 

 

 

 

 

\

 

ния,

 

 

сопровождающие

этот

 

 

 

 

 

 

 

_•I

 

процесс,

обусловливают крутой

 

 

 

 

 

 

 

 

W

рост

 

кривых,

характеризующих

 

/

 

 

 

 

 

 

электросопротивление,

и

быст­

 

1000

1100

1Ж

 

1Ж

1400

рое

 

разрушение

сплавов при

 

 

их

нагреве в

атмосфере

азота.

 

 

Температура, "С

 

 

 

 

 

 

 

 

Поверхность

 

Cr—Al—Fe

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 4. Живучесть

сплава

Fe—Ni—Сг

сплава

 

чрезвычайно

 

чувстви­

(50—30—20):

 

 

 

 

 

 

 

 

 

тельна

 

к

малейшим

загрязне­

/ — в эндогазс;

2 — в

 

экзогазе;

Л — в

ниям

(диатомитом,

шамотом),

воздухе

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

вызывающим

 

ошлакование

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

пленки А12 03

и С Г 2 О 3 .

Зазгряз-

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

пения

особенно

опасны,

ког­

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

да

 

эти

сплавы

работают

в

контролируемых атмосферах, содержащих

 

азот и связанный

углерод.

 

Известно,

 

что добавка

кремния

в

Ni—Cr—Fe

сплав

повышает

его коррозионную

 

стойкость

в защитных

средах

благодаря

тому,

что образующаяся пленка из окислов кремния противодействует науглероживанию.

Так, например, конвейерная лента из сплава, содержащего 37% Ni, 18% Сг, 43% Fe и 2% Si, при температуре 950° С в атмос­ фере из продуктов частичного сгорания городского газа оказалась значительно более окалниостойкой, чем такой же сплав без крем­

ния [5]. Однако при более высокой температуре защитное

дейст­

вие кремния не проявляется.

 

 

 

 

 

Данные о

живучести

сплавов позволяют

сделать

некоторые

выводы:

 

 

 

 

 

 

 

 

1) наибольшей стойкостью в защитных

средах,

содержащих

СО, С0 2 , НгО, N2 , а также

в средах с высоким углеродным

потен­

циалом обладает

двойной

Cr—Ni сплав типа

20—80;

при

1200 °С

его

стойкость

в

экзогазе

в

5 раз превышает стойкость

в воз­

духе;

 

 

 

 

 

 

 

 

2) стойкость

сплава с

алюминием (типа Сг—AI—Fe) в эндога-

зе

при 1200° С находится

примерно на одном

уровне

со

стойко­

стью в воздухе, но в 1,5 раза

меньше, чем для

сплава

80—20;

14

3)стойкость тройного сплава типа Cr—Ni—Fe в эндогазс при 1200° С примерно в 5 раз меньше, чем у сплава 80—20;

4)добавление 2—3% кремния к тройному сплаву типа Сг—

Ni—Fe

значительно увеличивает

его

скорость

в защитных

сре­

дах при температуре порядка 950° С;

 

 

 

5)

сплавы аустепитного

класса корродируют

главным образом

по границам зерен. У феррптных

сплавов границы зерен в процес­

се газовой коррозии играют подчиненную роль. Окисление

проте­

кает равномерно от поверхности.

 

 

 

 

В

результате коррозии

(особенно

пптеркристаллитной)

пада­

ет механическая прочность сплава. В нем появляются трещины,

ведущие

к его разрушению. Естественно, ч'.о несущие

нагрузку де­

тали печи как более уязвимые подвержены

более быстрому

разру­

шению.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

ИСПЫТАНИЕ СПЛАВОВ СОПРОТИВЛЕНИЯ

 

 

 

 

 

НА ДЛИТЕЛЬНУЮ КОРРОЗИОННУЮ

с т о й к о с т ь

 

 

 

 

Испытания

сплавов

сопротивления

па

живучесть

 

являются

скорее качественной оценкой их стойкости.

Они должны

быть до­

полнены

данными

длительных испытаний

па

коррозионную

стой­

кость.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Большинство защитных атмосфер содержит окись

углерода

и

азот.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Взаимодействие

генераторного

газа,

богатого окнсыо

углерода

и азотом

и полученного

в результате газификации древесного уг­

ля, изучалось нами па лабораторной

установке.

 

 

 

 

 

Средний состав применявшейся

атмосферы состоял из 1,4% С0 2 ,

31,6% СО, следов 02 , 1,3% Нг, 65,7% N2 . Влажность среды

соответ­

ствовала температуре точки росы, равной

12° С.

 

 

 

 

 

Неполный

химический состав

испытанных

сплавов

представ­

лен в табл. 2.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Т а б л и ц а

2

Химический состав испытанных сплавов

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Состав,

% (по массе)

 

 

 

 

Марка

сплава

 

С

Ni

Сг

 

S i

Мп

 

T i

 

 

 

 

 

 

 

Х20Н80

 

 

0,16

77,4

19,87

 

1,10

0,50

 

 

X20H80T

 

 

0,06

73,68

20,24

 

—

0,72

0,4

 

Х23Н18

 

 

0,19

23,73

18,00

 

0,99

1,02

—

 

Х18Н25С2

 

 

0,34

24,50

17,99

 

2,60

—

 

—

 

Х15Н60

 

 

0,12

57,63

16,68

 

1,02

0,95

—

 

П р и м е ч а н и е. С о д е р ж а н и е титана определяли спектральным анализом.

Испытания

проводили

при 1050° С.

Длительность

испытания

500 ч. Образцы

сплавов

изготавливали

из

проволоки

диаметром

5 мм, а сплавов

Х23Н18 и Х18Н25С2 —из

ленты 100X2

мм. Дли­

на образцов составляла 100 мм.

15

Исследование

образцов

после испытания

включало внешний

осмотр, определение потерн

массы,

металлографический

анализ

н механическое испытание на гиб с перегибом.

 

 

а. Результаты

внешнего

осмотра

образцов.

У образцов

спла­

вов Х20Н80 и Х15Н60 поверхность оказалась покрытой равномер­ ным плотным слоем окислов серого цвета с темно-синимп оттен­ ками. У сплава Х20Н80Т поверхность покрыта бархатистым слоем окислов серого цвета.

На поверхности образца стали Х23Н18 образовался слой не­ равномерно распределенной темно-серой отслаивающейся окалины.

Поверхность образца стали Х18Н25С2 была покрыта отслаива­

ющейся окалиной

темно-серого

цвета с

зелеными оттенками.

б. Условная

потеря массы.

Потерю

массы образцов определя­

ли взвешиванием после испытания без удаления оставшейся ока­ лины (табл. 3). Этот способ не дает точных количественных данных,

но

позволяет

ориентировочно

оценить

взаимную окалиностонкость

испытуемых

сплавов. Как видно из табл. 3, несмотря на то, что

иа

образцах

оставался слой

видимых

и невидимых (интеркрпстал-

литноп коррозии) окислов, была зафиксирована потеря веса всех образцов.

 

 

 

 

Т а б л и ц а 3

Данные о потере массы образцов,

 

 

 

подвергавшихся

испытаниям

 

 

 

 

 

 

Масса образца, г

 

 

Марка сплава

д о испыта­

 

Условная

потеря

после

массы,

г

 

 

 

 

ния

испытания

 

 

Х20Н80

 

15,2396

15,0804

—0,1592

Х20Н80Т

 

15,5868

14,4074

— 1,1794

Х23Н18

 

14,6964

14,2946

—0,4018

Х18Н25С2

 

15,7263

15,5648

—0,1615

 

в. Результаты

металлографического

исследования.

Сплавы

Х20И80 и Х15Ы60 в исходном состоянии характеризуются

мелко­

зернистой

структурой,

переходящей

после испытания в крупнозер­

нистую

с вкраплениями

карбидов

по границам и внутри

зерен.

После испытания в поверхностном слое

сплава Х15Н60 наблюдает­

ся

значительное окисление

как по границам, так и

внутри

зерен,

а

в сплаве

Х20Н80 — лишь

местное

незначительное

окисление.

 

Структура сплава Х20Н80Т в исходном состоянии характери­

зуется

полиэдрами

средней

величины

с отдельными

включениями

(по-видимому, титаиидов никеля). После испытания сплав приоб­ ретает крупнозернистую структуру, в поверхностном слое отмеча­ ется сильное коррозионное разрушение, возникающее преимущест­ венно по границам зерен. На некоторой глубине также по грани­ цам зерен обнаружено выпадение карбидов.

Стали Х23Н18 и Х18Н25С2 в исходном состоянии характеризу­ ются мелкозернистой аустенитной структурой с дисперсными кар­ бидами; после испытания наблюдаются сильный рост зерен, уве-

16

лнчение количества карбидов и их коагуляция. В

поверхностном

слое отмечено окисление по границам зерен.

 

 

Результаты

металлографического исследования

и

механичес­

ких испытании

образцов на гиб с перегибом приведены

в табл. 4.

Т а б л и ц а 4

Результаты металлографического исследования и механических испытаний образцов

 

Величина

Характеристика

поверх ­

 

зерна

по

 

стандартное

 

ностного

слоя

 

шкале

 

 

 

 

Марка стали

испы> - 1НИЯ

a S

[убина,

 

 

 

 

характер

 

ч 2

 

 

 

коррозии

 

 

о 3

51

 

 

 

 

 

с с

 

 

 

Х20Н80

8

2

0,035

Незначитель­

Х20Н80Т

5—7

2

 

ная

 

 

0,26

Сильная,

рав­

 

 

 

 

номерная

по

 

 

 

 

границам

зе­

Х15Н60

8

2—1

0,06

рен

 

 

Местная

по

 

 

 

 

границам

н

Х23Н18

6—8

2—1

0,14

внутри зерен

По

границам

Х18Н25С2

6—8

4 - 3

0,09

зерен

 

 

То же

 

 

Число гнбов с пере ­ гибом на 180 °

1 ИСПЫ- ння

после ис пытания

от ис- 1 дного

8

5

65

10

1

10

5,5

3

55

12

2,5

21

5,5

<1

<5

Последний вид испытаний косвенно характеризует глубину структурных изменений, произошедших в процессе испытания сплавов.

Проведенные исследования позволяют сделать некоторые прак­ тические выводы:

1)из испытуемых сплавов высокую стойкость в генераторном газе показали сплавы Х20Н80 и Х15Н60;

2)сплав Х20Н80Т в генераторном газе подвержен сильному коррозионному разрушению;

3)стали Х23Ы18 и Х18Н26С2 отличаются удовлетворительной коррозионной стойкостью в атмосфере генераторного газа.

Окалиностойкость сплава Х20Н80 в атмосфере воздуха и в ат­ мосфере генераторного газа примерно одинакова. Так, например, согласно несколько заниженным данным табл. 3, она в последнем случае определяется скоростью окисления, равной ~0,3 мм за 10 000 ч, а в воздухе 0,43 мм за то же время.

Для сплава Х20Н80Т эти цифры равны: для воздуха 0,53 мм/ /10 000 ч, для генераторного газа 2,25 мм/1000 ч, т. е. в последнем случае окалиностойкость сплава Х20Н80Т примерно в 4 раза мсиь-..

Смотрите также файлы