книги из ГПНТБ / Шведов Л.И. Хромоникельалюминиевая жаростойкая сталь

Сг

Рис. 1.	Изотермический		разрез	тройной системы Fe—Ni—Сг при
700 °С	(а),	900 °С (б)	и влияние	углерода на	фазовое состояние
		сплава этой системы с 18% Сг и 8%			Ni (в)
При		сравнении	приведенных разрезов видно, что с
повышением температуры				область у-твердого раствора

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

разования	о-фазы повышается по сравнению с
двойной.	образования о-фазы сопровождается паде­
Процесс
нием пластичности и ударной вязкости стали. В работе

[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

изотермическое сечение при	750 °С, показанное на
рис. 2, а. Как видно из рисунка,	область однофазного

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

раствором, y + fF и у-Ьу', где	|3' — твердый	раствор на
основе соединения NiAl, а у'	— на основе	соединения

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

при 950 °С [19]. При	сравнении этих диаграмм	(рис. 2,
а и б) видно, что при	повышении температуры	границы

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

щиеся к двухфазным	областям у + р ' и у+ у ', имеют пе­
ременную растворимость алюминия в зависимости			от
температуры и, следовательно,		могут упрочняться	за
счет дисперсионного	твердения	и работать в качестве

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

и менее	изученной.	Поэтому представляет интерес рас­
смотрение примыкающих к железному			углу этой диа­
граммы двойных систем Fe — А1 и Fe — Сг.
Из представленной на рис. 3, а диаграммы состояния
железо	алюминий	[23, 24] видно, что, хотя алюминий
и имеет решетку гранецентрированного куба, он отно­
сится к элементам,		сильно сужающим	у-область. Эта
область	замыкается	приблизительно при содержании

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

протяженности	гетерогенная	область a-f-y		нс нанесена
на диаграмму. В работе [25] показано,			что у-область
замыкается	при 0,625%	алюминия,	а	гх+у — при

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

цией алюминия 12—22%					образуются сверхструктуры,
т. е. возникают			упорядочненные				состояния,	соответст­
вующие	формуле Fe3Al или					формуле FeAl		[23—26].
При введении углерода в железоалюминиевые сплавы
область	у-твердог-о раствора					значительно расширяется.
Па рнс.	3,	б приведен		политермический разрез системы
AI		С при 0,4% углерода [27]. Как видно из это­
го разреза,		наряду с однофазной областью у еще значи­
тельнее	расширяется			двухфазная			область а + у.
Алюминий			уменьшает		растворимость углерода в у-

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

ll

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