книги из ГПНТБ / Шведов Л.И. Хромоникельалюминиевая жаростойкая сталь
.pdfрентгеновского метода отмечается начальное появление в структуре сплавов р'-фазы н феррита при несколько меньших концентрациях алюминия, чем при использова нии металлографического метода.
Измерение электросопротивления производилось на мосте постоянного тока типа МТВ по четырехточечной схеме двойного моста при помощи гальванометра ГЗП-47 с постоянной но току 7,8-10"8 Л/дел. Использо вались цилиндрические литые образцы диаметром 2,8 мм, изготовленные методом вакуумного всасывания жидкого металла в фарфоровые трубки. Они проходили гомоге низацию при температуре 1150 °С в течение 100 ч в ва кууме, отжиг с понижением температуры до 1050, 950 и 850 °С С последующей закалкой в воде. По полученным результатам были построены графики зависимости элек тросопротивления образцов, закаленных при различных температурах, от содержания алюминия в стали. Они представлены на рис. 16, б для сплавов с 0,2 и 0,35% углерода. На этих графиках отмечается значительное возрастание электросопротивления стали с увеличением концентрации алюминия. Перегибы на кривых в сторону уменьшения электросопротивления соответствуют преде лу насыщения аустенита алюминием и выпадению р'- фазы, а в сторону увеличения — образованию феррита. Полученные кривые согласуются с данными измерения параметра решетки.
Изучение твердости сплавов в зависимости от содер жания алюминия проводилось на тех же образцах, из которых изготовлялись шлифы для изучения микро структуры. Твердость замерялась на приборе Брпнелля шариком 0 5 мм при нагрузке 750 кг п времени 30 с.
Результаты измерения твердости представлены на рис. 16, в. Кривые, изображенные на графике, показыва ют, что твердость стали с 0,2% углерода начинает воз растать при увеличении количества алюминия более 2,15%. Несколько больший подъем вначале имеет кри вая образцов, закаленных при 750 °С. Этот подъем объ ясняется, видимо, выделением фазы р' из аустенита. Рас творимость алюминия при более низких температурах меньше, поэтому подъем кривой при 750 °С начинается раньше и идет вначале круче. Мнкротвердость аустенита и феррита, закаленных при 750 °С, начинает резко по вышаться при увеличении в стали алюминия от 3 до
60
5%. Это оказывает также влияние и па повышение об щей твердости стали.
Данные изменения твердости сплавов с 0,35% угле рода приведены на рис, 16 (II). Твердость сплавов при 750 и 850 °С начинает повышаться при содержании алю миния более 3%', что связано с выпадением (Т-фазы и по вышением микрогвердости аустенита. С увеличением ко личества алюминия вначале идет резкое повышение твер дости, особенно при 750°С, а затем после некоторого снижения кривые опять идут вверх. Резкое повышение общей твердости при 750 °С и 3—4,5% алюминия объ ясняется значительным увеличением микротвердости ау стенита при этих концентрациях алюминия. При более высоком содержании алюминия мнкротвердость аусте нита несколько снижается (кривая 1) п значительно уменьшается его доля в составе структуры за счет фер ритной составляющей, имеющей более низкую микро твердость (кривая 2).
По приведенным выше результатам исследований построены политермические разрезы железного угла
диаграммы состояния сплавов |
Fe — Сг — Ni — С — А1 |
при постоянном содержании |
хрома 17%, никеля 13%, |
углерода 0,2 и 0,35% в пределах концентрации алюминия 0—8% и интервале температур 1150 —750 °С. Эти разре зы показаны на рнс. 17.
Как видно из рисунка, в разрезе сплавов с 0,2% угле
рода в |
пределах изученных концентраций алюминия и |
|
температур существует восемь фазовых |
областей: при |
|
высоких |
температурах области у, (у + а), (у + а + /С) и |
|
(а + К), |
при пониженных температурах |
(у + К), (у + Д + |
+ ( 5 ' ) > |
+( уа-Ь/С+Р') и (а + /С+р'). При температуре вы |
ше 1150 °С показана также небольшая область а-твердого раствора, положение которой обосновано теоретически ми соображениями. В разрезе сплавов с 0,35% углерода по сравнению с 0,2% отсутствуют области а, у и (у+ а). В остальном фазовый состав и характер структурных изменений в них в зависимости от температуры и кон центрации алюминия такие же, как и в сплавах с 0,2% углерода. Двухфазная область (y-j-/C) с повышением температуры расширяется. Изменение содержания угле рода мало влияет на положение границы выпадения (З'-фазы. Образование последней происходит в резуль тате распада как аустенита, так и феррита. В сплавах с
61
0,35% углерода граница предельных концентрации алюминия, соответствующая началу образования фер рита при температуре 850 °С и выше, значительно сдви нута вправо, к более высоким содержаниям алюминия по сравнению со сплавами с 0,2% углерода. Еще более значительно сдвинута вправо граница существования аустенита. Эго указывает па то, что эффективность алю-
Рнс. 17. Политермические разрезы диаграммы состояния сплазон
F’e~ Cr~~Ni~- C—А1 с 0,2 (а) и 0,35% (б) углерода, 17% хрома, 13%
никеля it различным содержанием алюминия
миния как ферритообразователя с повышением содер жания углерода при высоких температурах в данных сплавах уменьшается. Последнее объясняется тем, что с повышением температуры увеличивается растворимость углерода в у-твердом растворе и его стабильность Из построенных разрезов видно, что концентрация алюми
ния в аустенитных сталях исследованных составов не должна превышать 3—3,5%.
62
Рис. 18. Железный угол диаграммы состояния сплавов четверной системы Fe—Сг—Ni—А1 при 950 °С (а) н разрезы его с постоянным содержанием никеля 13% (б, г) и хрома 17% (в, д)
Приведенные политермпческпе разрезы могут быть использованы для построения диаграммы состояния чет верной системы Fe — Сг — Ni — А1, На рис. 18, а пока зан изотермический тетраэдр состояния железного угла этой системы при 950 °С, построенный с использованием работ [9, 13, 18, 19, 23—25, 30 —32], в который вписаны данные иолптермпческого разреза с 0,2% углерода и сде ланы сечения с постоянным содержанием хрома и нике ля па линию разреза. Для большей наглядности эти сечения вынесены в виде изотермических разрезов (рис. 18, б, в, г, д). Как видно из этих разрезов, в аусте нитной стали с 13% никеля в пределах изученных соста вов р'-фаза образуется при 950 °С, если содержание алю миния в ней около 4% и хрома более 13% (рис. 18, б), и при 750°С, если содержание алюминия около 2,5% и хрома более 7% (рис. 18, г). В стали с 17% хрома для выпадения р'-фазы должно быть не менее 11,5—12% ни келя при той же концентрации алюминия. Следователь но, для получения жаропрочной дисперсионно твердею
щей |
хромоникельалюминиевой стали |
аустенитного |
|
класса |
с интерметаллидным упрочнением |
в |
интервале |
температур 750—950°С необходимо иметь |
в |
ее составе |
при 13% никеля более 7% хрома и около 2,5—3,0% алюминия. При значительном повышении содержания хрома или никеля концентрация алюминия может быть меньше. При понижении температуры область утвердого раствора на диаграмме Fe — Сг — Ni — А1 сужается и дисперсионное твердение может проявиться при
несколько меньшем содержании хрома, никеля и алю миния.
Г л а в а Ilf
СВОЙСТВА И ВЫПЛАВКА ЖАРОСТОЙКОЙ СТАЛИ ЗХ15Н13ЮЗ
Приведенные выше результаты исследования свойств
иструктуры показали возможность успешного примене ния в промышленности новой жаростойкой стали сле дующего химического состава: 0,15—0,40% углерода, до 0,8% кремния, до 1,0% марганца, 13,5—16,5% хрома, 12—14,5% никеля, 2,3—3,5% алюминия [61]. В связи с этим на Минском тракторном заводе была проведена ра бота по освоению выплавки, определению механических
итехнологических свойств и производству деталей тер мических агрегатов из этой стали.
Технологические свойства исследовались на полупро мышленных плавках в Базовой литейной лаборатории МТЗ. Особое внимание было уделено изучению литей ных технологических свойств, так как первое применение сталь нашла в качестве материала литых деталей. Опре делялись жидкотекучесть, заполняемость формы, усад ка, трещиноустойчивость и некоторые другие свойства в зависимости от химического состава и условий выплавки стали (температуры выпуска, заливки, состава шихты и футеровки печи). В зависимости от этих параметров исследовались также механические свойства.
Жидкотекучесть и заполняемость формы определя лись путем заливки спирали в сырую земляную форму. За меру жидкотекучести принималась общая длина залитой спирали в миллиметрах, а за меру заполняемо сти— суммарная длина отрезков спирали, у которых жидкий металл полностью заполнял углы формы, выра женная в процентах от общей длины залитой спирали.
Одной из наиболее важных характеристик материа ла, из которого изготавливаются сложные детали мето дом литья, является трещиноустойчивость, т. е. сопротнв-
5. З а к . IS |
65 |
ленце возникающим в процессе кристаллизации п охлаж дения напряжениям. Возникающие п материале напря жения зависят, как известно, от модуля его упругости и коэффициента линейного расширения.
Чем выше теплопроводность, ниже значение модуля упругости и коэффициента линейного расширения, тем лучше трещпноустойчпвость. Поэтому при разработке литейных сплавов следует уделять серьезное внимание исследованию этих характеристик и линейной усадки материала. Следует учитывать также пластические свойства материала. Для характеристики трещиноустойчивостп сплавов используются обычно упрощенные тех нологические пробы, которые дают вполне удовлетво рительные результаты, особенно при сравнительных испытаниях.
Для определения линейной усадки и трещиноустойчпвостн в настоящей работе использовалась комплексная проба Купцова—Нехендзи. [62] объемом 310 см3, заливаемая в металлический кокиль (рис. 19, а). Ко киль подогревался пламенем газовой горелки до темпе
ратуры 250—300 °С и после |
окрашивания |
противопри |
||||||
гарной краской собирался. В конусную |
полость кокиля |
|||||||
устанавливалась воронка из |
жидкостекольной |
смеси, |
||||||
через которую он заливался. |
После заливки пробы и |
|||||||
затвердевания сплава в воронке (через 1—2 мин) |
кокиль |
|||||||
раскрывали и |
извлекали пробу. |
Линейная усадка (е г |
||||||
сплава |
в комплексной |
пробе |
определялась |
по |
усадке |
|||
круглого центрального |
прутка 0 |
15 мм, получаемого в |
||||||
вертикальном |
канале. |
Верхняя |
часть |
прутка |
в месте |
|||
ответвления U-образного канала получается жестко за |
||||||||
крепленной, а нижняя его часть |
может при усадке сво |
|||||||
бодно |
перемещаться вверх. В результате внизу, |
между |
свободным концом п кромкой канала, образуется усадоч ный зазор (ALyc), величина которого позволяет опреде лять линейную усадку прутка из залитого сплава. Отно
сительная величина линейной усадки е трассчитывается по формуле
А Ь . шо %,
и
где Lo начальная длина прутка, равная длине верти кального канала от центра места ответвления U-образ ного канала до нижнеи кромки его основной линии,
G6
Рис. 19. Технологические пробы: а — комплексная проба Купцова— Нехендзи на усадку и трещнноустончнвость, получаемая в металли
ческой |
форме |
(1о—200 мм, h —40, 1 ц —220, |
h n —68, h r —335 мм); |
||||
6 |
— проба на |
трещипоустойчнвость, получаемая |
в |
земляной форме |
|||
( |
1, 2, |
3, 4 — пробы-двутавры с |
различной |
длиной |
стенки; 5 — рас |
||
порки, |
препятствующие усадке; |
6 — литниковая |
система; А—А — се |
||||
|
|
|
чение в месте разрушения |
пробы) |
|
5*
Трсщнпоустойчпвость определялась па U-ооразном канале комплексной пробы, где имеется четыре участка различной длины, в которых развивается торможение усадки залитого сплава. Если возникающие при этом напряжения достигают предела прочности или вызывае мая ими деформация достигает критического значения для данного сплава, образуется трещина. Наличие или отсутствие трещины в U-образном прутке пробы на участках торможения различной длины дает возмож ность качественно оценить в первом приближении сте пень поражения сплава трещинами.
Количественно степень поражения сплава трещинами оценивалась по размерам последних (Д/;тр) как раздель но по участкам, так и по общей сумме (ЕД/гТр) в пробе
ЕД/;тр —Д//тр -1 Ы11тр + Д^/ятр -г |
мм’ |
Ширина трещин измеряется с точностью до 0,1 мм как расстояние между соответствующими точками, рас положенными на осевой линии канала пробы. Характе ристикой трещиноустойчивости (пластичности при усад ке) служит величина получаемой пластической деформа ции от свободной линейной усадки гт
Величина Дпл может достигать 100% при А /гтр = 0. Это говорит о том, что деформация сплава при торможе нии усадки столь велика, что предотвращает образова ние трещин, полностью компенсируя усадку.
Для определения трещиноустойчивости использова лась также проба, заливаемая в земляную форму, кото рая показана на рис. 19, б. Она состоит из четырех об разцов в форме двутавров, размер между полками которых составляет 50, 75, 100 и 150 мм. Между полками во время формовки ставятся металлические распорки, препятствующие усадке стенки при охлаждении и вызы вающие тем самым напряжения, приводящие к разруше
нию. Мерой трещиноустойчивости является |
количество |
|||
неразорвавшихся проб-двутавров. |
|
|
||
Для исследования механических свойств в деформи |
||||
рованном |
состоянии |
образцы заливались в |
изложницу |
|
0 60 мм, |
а в литом |
состоянии — как в |
металлическую, |
|
так и в сухую песчаную трефовпдную |
форму по ГОСТ |
68
977—65. Заготовки образцов для механических испыта ний в деформированном состоянии проковывались до
0 13 мм. После |
ковки прутки проходили процесс гомо |
||
генизации при |
1150 °С в течение 10 ч и охлаждались с |
||
печью. Механические испытания |
проводились при ком |
||
натной и высоких температурах. |
|
|
|
Для сравнения наряду с новой исследовались свой |
|||
ства широко |
применяемой |
жаростойкой |
стали |
ЗХ25Н19С2. При сравнительных испытаниях химический состав плавок обеих марок стали поддерживался отно сительно постоянным, чтобы исключить влияние его ко лебаний на технологические свойства.
1.Жидкотекучесть, трещиноустойчивость
илинейная усадка стали
Средний состав исследованных плавок стали ЗХ15Н13ЮЗ следующий: 0,3% углерода, 0,7% кремния, 0,75% марганца, 15,0%: хрома, 13,2% никеля, 2,9% алю миния, 0,006% серы; стали ЗХ25Н19С2 — 0,3% углерода, 2,5% кремния, 0,8% марганца, 25,0% хрома, 18,9% нике ля, 0,006% серы. Графическая зависимость влияния тем пературы заливки на жидкотекучесть сталей представле на на рис. 20, где полосы показывают ее значение с уче том разброса данных из 5—6 плавок. Температура дана по оптическому пирометру без поправки на абсолютно черное тело. Из приведенных данных видно, что жидко текучесть стали Х15Н13ЮЗЛ вполне достаточна для из готовления фасонных отливок. Она несколько выше
Рис. 20. Жидкотекучесть сталей ЗХ15Н13ЮЗЛ и ЗХ25Н19С2Л в зави симости от температуры заливки: / — волоса жпдкотекучести стали ЗХ15Н13ЮЗЛ; 2 — стали ЗХ25Н19С2Л
69