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

ляется ферритная фаза, мелкие зерна которой распо­ лагаются в междендритных участках. Структура стали с 5,35% алюминия в литом состояний состоит из аусте­ нита, феррита и карбидов (рис. II, в). После ЦТО вследствие распада твердых растворов а и у и выпаде­ ния большого количества мелких частиц карбидов и интерметаллида структура стали имеет вид, представ­ ленный на рис. 11, г.

Таким образом, приведенные выше результаты пока­ зывают, что легирование хромонпкелевой стали значи­ тельным количеством алюминия (более 2%) повышает ее жаростойкость и термостойкость, а также способст­ вует размерной стабильности в процессе ЦТО. В то же

время	при	соответствующих	содержаниях алюминия
(до 4%)	сталь в литом состоянии сохраняет на достаточ­
ном уровне		ударную вязкость,	что позволяет использо­

вать ее в качестве конструкционного жаропрочного ма­ териала.

6.Зависимость свойств стали от содержания никеля

Сцелью установления закономерностей изменения свойств и структуры хромоникельалюминиевой стали в зависимости от содержания никеля были использованы как результаты исследования приведенных выше спла­ вов, так и специально выплавленных (см. табл. 1, спла­ вы 25—28). Сталь содержала около 0,3% углерода, 18% хрома, 4,3% алюминия и от 14 до 25% никеля. Механи­ ческие свойства этой стали при комнатной температуре

в зависимости	от содержания никеля приведены на
рис. 8, г.	из рисунка, с повышением количества
Как видно

никеля твердость в литом состоянии снижается незначи­ тельно, а после ЦТО практически не изменяется. Предел прочности вначале незначительно повышается, а при концентрации более 18,5% несколько снижается, а удар­

ная вязкость при содержании		никеля более	18% резко
возрастает.	Это связано с переходом основы		стали из
двухфазного	состояния (у+ а)	в однофазное состояние

у. С увеличением количества никеля значительно растет относительное удлинение.

Рост пластичности также связан с переходом стали в аустенитное состояние. В области ферритно-аустенит­

40

ных сталей значительно уменьшается необратимый при­ рост длины образцов после ЦТО, а термостойкость воз­ растает. Жаростойкость стали с увеличением концентра­ ции никеля при 900 °С заметно возрастает, а при 1100 °С увеличивается незначительно. При этом переход основы стали в аустенитное состояние не сопровождается рез­ ким повышением жаростойкости. Это говорит о том, что главную роль в определении жаростойкости сплавов

и ____

24

20

'

о

№

° °	О О О / • •
1	/

Й * К

А• • •

7 А + Щ + к

О

о

о

о о / • I • • е

•

12

6 й(,Чо

Рис. 12. Структурная диаграмма сплавов Fe—С—Сг—Ni—А1 при 0,3% С и 18% Сг в литом состоянии

играет не структурный фактор, а химический состав. Кратковременные испытания на растяжение при 900 °С показали незначительное увеличение предела прочности с повышением концентрации никеля в сталях. Пластич­ ность при 900 °С понижается при переходе стали в аусте­ нитное состояние [48]. Это связано с тем, что аустенит, как известно, имеет более высокую жаропрочность и пониженную по сравнению с ферритом пластичность при высоких температурах.

Для определения предела растворимости алюминия в аустените исследуемых хромоникелевых сталей и уста­ новления границы аустенитно-ферритной области в ли­ том состоянии изучались микроструктуры образцов этих сталей различного химического состава по алюминию и никелю при постоянном содержании хрома (18%) п углерода (0,3%).

Результаты исследования представлены в виде структурной диаграммы (рис. 12). Интерес представ­

41

ляет граница между двухфазной аустенитно-карбидной

(Ап-К)	и	трехфазной аустенитно-феррито-карбидной
(А + Ф	+ К)	областями, которая показывает верхнее пре­

дельное содержание алюминия в хромоникелевой аусте­

нитной стали		исследованного			концентрационного		угла.
В сплавах,	лежащих правее				этой границы, вследствие
пересыщения		аустенита		алюминием в структуре			обра­
зуется ферритная			фаза и интерметаллическое			соедине­
ние NiAl (р'-фаза).			Граница фазовых областей			(А + К),
(А-\-Ф + К),		как видно		из	рисунка, с увеличением со­
держания	никеля		сдвигается вправо, в сторону более

высокой концентрации алюминия. При содержании ни­ келя 14% предельная концентрация алюминия состав­ ляет 3,4%, а при 25% никеля—5,2%. Граница выпаде­ ния |3'-фазы на этой диаграмме не показана. По данным микроструктурного анализа, она должна проходить несколько правее указанной границы между областями (Л + /С) и (А + Ф+ К) [50]. При очень медленном охлаж­ дении границы областей на приведенной диаграмме сме­ щаются влево. Построенная диаграмма позволяет вы­ брать состав хромоникельалюминиевой стали аустенит­ ного класса при производстве литых деталей.

	7.	Зависимость свойств стали
		от содержания углерода
В качестве		исходной для исследования взята сталь,
содержащая	18% хрома,		14% никеля и 4% алюминия.
В литом состоянии ее			структура при 0,3% углерода в
соответствии с диаграммой				(рис. 12) состоит из аусте­
нита, феррита и карбидов.				В эту сталь вводился угле­
род в количестве до 0,6%.				За счет сильной аустенито­
образующей	способности			углерода при высоком его
содержании рассчитывалось				перевести структуру осно­

вы стали в аустенитное состояние и несколько упрочнить ее за счет выпадения карбидных частиц.

Исследование микроструктуры исходной стали пока­ зало, что феррит занимает в ней значительный объем и выделяется в междендритных участках, образуя круп­ ные зерна. Во время ЦТО происходит измельчение зе­ рен и выделение интерметаллида NiAl в виде мелких серых включений в зернах аустенита и феррита. С увелп-

42

чением концентрации углерода количество феррита

уменьшается	и при	— 0,55% углерода он полностью
исчезает. По	мере	легирования углеродом в структуре

появляются карбиды хрома. В литых сплавах аустенит и феррит получаются пересыщенными алюминием и углеродом, и поэтому, при циклической термообработке происходит их распад с выделением в мелкодисперсном состоянии интерметаллида (Р'-фазы) и карбида хро­ ма [51].

Изменение свойств, сплавов в зависимости от содержания углерода представлено на рис. 13. Как вид­ но из рисунка, твердость литых сплавов с повышением содержания углерода возрастает (кривая 2). Это связа­ но с насыщением аустенитного твердого раствора угле­ родом и увеличением в структуре карбидов хрома. После циклической термообработки твердость с увеличением концентрации углерода также растет, а кривая ее зна­ чений располагается выше кривой твердости в литом состоянии в связи с выделением частиц NiAl и карбидов хрома в значительно большем количестве.

Предел прочности сплавов при комнатной температу­ ре и при 900 °С (кривые 3 и 4) при содержаниях углеро­ да до 0,4% практически сохраняется постоянным, слабо возрастая лишь при легировании свыше 0,4% углерода. Подобный характер изменения показывает и относитель­ ное удлинение при комнатной температуре (кривая 5). Относительное удлинение при 900 °С с увеличением кон­ центрации углерода до 0,4% заметно снижается, после чего отмечается слабый его рост (кривая 6). Значитель­ ное падение относительного удлинения связано с умень­ шением доли феррита в структуре сплавов. Ударная вяз­ кость стали в литом состоянии (кривая 7) несколько снижается по мере легирования ее углеродом. После циклической термообработки (кривая 8) падение ударной вязкости заметно ускоряется, и при содержании углерода 0,5—0,6% она приближается к нулевому значению. От­ сюда следует, что ЦТО вызывает охрупчивание сплавов, и тем большее, чем выше концентрация углерода. Леги­ рование сплавов углеродом слабо влияет на размерную их стабильность при ЦТО, несколько ее увеличивая (кривые 12, 13), и в то же время сравнительно эффектив­ но снижает термостойкость (кривая 11). Жаростойкость сплавов при 1100 °С (кривая 9) с увеличением содержа-

43

Рис.	13. Влияние углерода на свойства стали Х18П14Ю4:		1-— твер­
дость после ЦТО, 2 — в литом состоянии; 3 — предел		прочности		при
20 °С,	4 — при 900 °С; 5 — относительное удлинение	при	20 °С,	6 —

при 900 °С; 7 — ударная вязкость в литом состоянии, 8 — после ЦТО;

9 — жаростойкость (увеличение массы) за первые 100 ч при	1100 ГС,
10 — при 900 °С; 11 - - термостойкость при нагреве до 900 °С;	12 — не­
обратимый прирост длины образцов при ЦТО за 200 циклов,	13 — за
100 циклов

пня углерода до 0,3% несколько понижается, а затем сохраняется примерно на одном уровне при концентра­

ции его до 0,6%. Снижение		жаростойкости объясняется
образованием	в структуре	выделений	карбидов хрома
и обеднением	прилегающих к ним участков аустенита
хромом. При 900 °С получена высокая			жаростойкость,

которая практически не изменяется с повышении содер­ жания углерода.

Рассматривая результаты проведенного исследова­ ния с практической точки зрения, можно прийти к за­ ключению о возможности применения в промышленно­ сти в качестве жаростойкого сплава сталь, содержащую 14% никеля, 18% хрома и 4% алюминия. Для подтвер­ ждения этого была выплавлена опытная сталь и более широко исследованы ее свойства (табл. 2 и 3). Из табл. 3 видно, что опытная сталь имеет достаточно высокие ме­ ханические свойства для литого жаростойкого материа­ ла, высокую жаростойкость и термостойкость и очень малый рост при ЦТО.

Наряду с опытной сталью в лабораторных условиях выплавлен и испытан ряд стандартных жаростойких хромоникелевых сталей аустенитного класса, широко применяемых в промышленности. Химический состав

ирезультаты испытания свойств этих сталей также даны

втабл. 2 и 3.

Из сравнения свойств опытной стали и стандартных, содержащих значительно большее количество никеля, видно, что опытная сталь имеет примерно такие же ме­ ханические свойства (как при комнатной, так и при вы­ соких температурах), как и стандартные стали. Но она показывает значительно меньший необратимый прирост длины образцов во время ЦТО и меньшее увеличение

Таблица 2

Химический состав жаростойких сталей, %

М а р к а с т а л и	С	Si	М п	С г	М	А1
Опытная	0,32	0,8	0,4	17,9	13,9	3,8
3X18H35C2	0,32	2,0	0,4	18	35	—
ЗХ18Н25С2	0,32	2,2	0,4	18	25	—
ЗХ25Н20С2	0,33	2,1	0,4	25	20

45

Т а б л и ц а 3

Свойства жаростойких сталей

	Х а р а к т е р и с т и к а			З Х 1 5 Н 1 3 Ю З	ЗХ 25Н 20С 2 ЗХ 1 8 Н 2 5 С 2		3 X 1 8 H 3 5 C 2
		—		- --------	—	—--------- —
Твердость НВ, кгс/мм-:				130	153	137	140
в литом		состоянии
после 200 циклов ЦТО				170	174	166	153
Предел	прочности		ггП,
кгс/мм2, при /, °С:				57	60	40	37
20
800				18	21,5	—	—
900				13	14,1	12,3	12,6
Относительное удлинение, % ,
при t, °С:				14	18	11	8
20
800				7	5	—	---
900				12	10,2	6	6,4
Ударная	вязкость,		кгсм/см2:		12,5	12	8
в литом состоянии				8,3
после 200 циклов ЦТО				2,5	2,7	2,8	2,5
Термостойкость (число цик­
лов	до	появления тре­
щины)				320	300	212	322
Жаростойкость, г/м2-ч,				за
100 ч при t, °С:				0,018	0,071
800
900				0,050	0,094	0,07	0,09
1000				0,175	0,215	—	—
1100				0,600	0,400	0,74	0,35
Коэффициент линейного рас­
ширения в интервале
20—900 °С а- 10'в				17,1	16,7	—	—

массы при испытании на жаростойкость при температу­ ре 800—1000 °С, чем стандартные стали i[52, 53]. Это является весьма важным преимуществом материала, предназначенного для работы при высоких температурах с периодическим нагревом и охлаждением. Высокая жа­ ростойкость стали объясняется образованием на ее по­ верхности в присутствии алюминия плотной защитной пленки окислов. Повышенные ростоустойчивость и жаро­ прочность обеспечиваются за счет выпадения из аустени­ та упрочняющей р'-фазы на основе соединения NiAl. Эта фаза препятствует пластической деформации при высоких температурах.

46

Термостойкость и коэффициент линейного расшире­ ния опытной стали при 20—900 °С примерно такие же,

как и стандартных сталей, содержащих более высокое количество никеля.

Микроструктура опытной стали в литом состоянии имеет дендритное строение. Основа ее аустенитная, в междепдритных областях имеются включения карбидов [54]. После ЦГО выделяется большое количество никельалюминиевой фазы и структура становится более равновесной.

Микроструктура стандартных сталей Х18И35С2Л, Х18Н25С2Л н Х25Н20С2Л в литом состоянии имеет так­ же дендритное строение аустенитных зерен с включе­ ниями карбидов по границам. После ЦТО выделяется большое количество мелких частиц карбидов и силици­ дов, которые снижают ударную вязкость и пластичность.

Приведенные результаты показывают, что опытная сталь после соответствующего уточнения состава, уста­ новления его предельных значений и опытно-промыш­ ленной проверки может найти успешное применение в

промышленности взамен стандартных сталей с более вы­ соким содержанием никеля [55, 56].

Г л а в а III

СТРУКТУРА ХРОМОНИКЕЛЕВОЙ СТАЛИ, Л ЕI И РОВА Н НОИ АЛ ЮМИ Н И ЕМ,

В РАВНОВЕСНОМ СОСТОЯНИИ

Работая длительное время при высоких температу­ рах, структура жаростойких сплавов приходит в равно­ весное состояние. Происходящие при этом превращения оказывают большое влияние на изменение свойств мате­ риала. Поэтому было проведено исследование фазового состава и характера структурных изменений в опытной стали с различным содержанием алюминия и углерода при высоких температурах и длительных выдержках.

Установление границ фазового равновесия проводи­ лось в основном металлографическим и рентгенострук­ турным методами на образцах, закаленных с различных температур. Были использованы также методы твердо­ сти, микротвердостп, электросопротивления и магнит­ ный. Химический состав исследованных сплавов приве­ ден в табл. 4. Все сплавы содержали 17% хрома, 13%

никеля	и	различное	количество	алюминия		(сплавы
с 0,2%	углерода— до 7,15% алюминия, а с 0,35%— До
8,5%)- Они выплавлялись в индукционной					печи в тигле
с основной		футеровкой. В качестве шихтовых				материа­
лов использовали армко-железо, никель Н 1,					хром 1, алю­
миний А99.		Требуемое	количество углерода			получали
путем	введения предварительно			науглероженного дре­

весным углем армко-железа. Полученные слитки кова­ лись при температуре 1100—900 °С со степенью деформа­ ции более 50%• После ковки болванки отжигались при 1150 °С 10 ч и затем разрезались на заготовки под шли­ фы и для измерения твердости. Термообработка прово­ дилась в эвакуированных кварцевых ампулах в силитовых печах, снабженных терморегулятором ЭПД-12 клас­ са 0,5. Все образцы проходили гомогенизацию при

48

Таблица

Химический состав хромоникелевой стали с алюминием, %

Номер сплава	С	Сг	№	AI
1	0, 19	17	13	2 —
2	0 ,1 0	16,85	13	2,1
3	0, 24	17	13	0 ,3
4	0 , 2	17	13	9
5	0,21	17	12,8	3,1
6	0,21	17	13	3,4
7	0 ,1 9	17	13	4 , 3
8	0 ,2 2	17	13	5 ,0
9	0 ,1 0	17	13	3 , 5
10	0 , 2 4	17,2	13	6,з
11	0 , 1 8	17,6	13	7 , 1 5
12	0 , 3 6	17	13
13	0 ,3 6	17	13	1,5
14	0,31	17	13	3 , 0
15	0,3 2	17,6	13	3 , 5
16	0,3 7	17	13	4 , 0
17	0,4 2	17	13	4 , 5
18	0 , 3 3	17	13	5,1
19	0,3 4	17	13	6 , 2
20	0 , 4 0	17	13	6 , 8
21	0 ,3 4	16,3	13	8 , 5

1150 °С в течение 15 ч, и часть из них закаливалась в воде. Затем температура снижалась ступенями, и осталь­ ные образцы последовательно калились с температур 1050, 950, 850 и 750 °С с выдержками соответственно 15, 25, 45 и 75 ч. Таким образом, обеспечивалось получение структуры, близкой к равновесной. Термообработанные образцы разрезались на две части: одна часть толщи­ ной 1—2 мм шла на рентгеноструктурный анализ, вто­ рая, большая,— на микроструктурный анализ и измере­ ние твердости. При микроструктурном анализе для выявления структурных составляющих сплавов были использованы травителп Марбле, Мураками, Розенхайна, а также 5%-ный раствор H N O 3 в спирте.

Рентгеноструктурным методом определялся параметр кристаллической решетки аустенита исследованных сплавов, и по характеру его изменения в зависимости от концентрации алюминия судили об изменении фазового равновесия. Съемку вели в камере КРОС-1 в железном

4. З ак . 1G

49