Ковалева А.А. Специальные стали и сплавы

Подождите немного. Документ загружается.

151

τ, ч

Рис. 57. Влияние скоростных газовых потоков на деформацию ползучести сплавов:

M – скорость потока в числах Маха

Состав жаропрочных сталей и сплавов должен обеспечивать высокое

сопротивление ползучести и газовой коррозии с учетом условий работы

материала в течение заданного срока службы.

При выборе основы для создания жаропрочных сплавов в первую

очередь учитывают величину сил межатомной связи, которые принято

оценивать по теплотам плавления и сублимации, температурам плавления,

параметрам диффузии и самодиффузии, характеристическим температурам,

модулю упругости и др. Чем больше силы межатомной связи металла, тем

большей жаропрочностью должны обладать сплавы на его основе.

Железо, никель и кобальт имеют близкие температуры плавления и

другие характеристики сил межатомной связи (табл. 27).

Таблица 27

Физические характеристики некоторых материалов

Показатель α(δ)-Fe

γ-Fe Со Ni

Теплота, Дж/(кг∙моль):

плавления 15,5 – 15,2 17,6

сублимации 417 – 423 424

Энергия активации самодиффузии,

Дж/(кг∙моль)

– 276 266 272

Коэффициент самодиффузии D,

/с, при температуре,

С:

500 10

– 10

700 10

– 10

900 – 10

1 000 – 10

Температура,

С:

плавления Т

пл

1 539 – 1 435 1 455

рабочая Т

раб

сплава 450–

650

650–

850

800–950

800–1

050

раб

/ Т

пл

0,35–0,5

0,5–

0,62

0,6–0,7

0,65–

0,75

Предел ползучести

1000

1/24

σ , МПа

– 7,0 11,0 3,5

152

В принципе жаропрочные сплавы на их основе должны иметь

примерно одинаковые уровни свойств при высоких температурах. Однако

достигнутый уровень жаропрочных характеристик сплавов на основе железа,

кобальта и никеля заметно различается. Это объясняется неодинаковой

способностью твердых растворов на основе этих металлов к упрочнению,

природой упрочняющих фаз, структурной стабильностью и, наконец, уровнем

совершенства технологии производства этих сплавов.

Существующие жаропрочные стали и сплавы представляют собой

многокомпонентные твердые растворы на основе железа, никеля или

кобальта, которые упрочняются дисперсными выделениями избыточных фаз

– карбидов, карбонитридов, боридов, интерметаллидов.

Механизмы упрочнения твердых растворов при легировании, которые

были рассмотрены для комнатной температуры, в основном справедливы и

при умеренных повышенных температурах (до 0,5 Т

пл

) эксплуатации

(испытания). Однако при более высоких температурах интенсифицируются

процессы диффузии, приводящие к разупрочнению и рекристаллизации

сплавов. Поэтому легирование сталей и сплавов для придания им

жаропрочных свойств необходимо проводить элементами, которые

повышают силы межатомных связей в твердом растворе и в упрочняющих

фазах, температуры рекристаллизации уменьшают диффузионную

подвижность атомов растворителя и образуют дисперсные упрочняющие

фазы.

Деформация при ползучести осуществляется как сдвиговым

механизмом, т.е. путем движения дислокации, так и диффузионным, в

основном посредством диффузии вакансий. С повышением температуры

влияние препятствий на движение дислокации уменьшается, снимается

упрочнение, созданное предварительной деформацией или термической

обработкой, плотность дислокации снижается вследствие их рекомбинации

при переползании и поглощения мигрирующими границами зерен. Большое

значение имеет при высоких температурах зернограничная ползучесть.

Чем выше рабочая температура, тем сильнее проявляются

диффузионные процессы в деформации ползучести. При малых значениях

скоростей ползучести, которые допускаются в реальных условиях,

контролирующим процессом является диффузия вакансий к границам зерен,

образование и рост пор на границах. Следовательно, важную роль играет

концентрация и подвижность вакансий. Легирующие элементы,

упрочняющие твердый раствор, обуславливающие увеличение сил связи в

решетке, затрудняют диффузионные перемещения, уменьшают

концентрацию и подвижность вакансий и, таким образом, повышают

жаропрочность.

Железо, кобальт и никель при взаимном образовании твердых

растворов незначительно изменяют температуру солидуса сплавов и их

высокотемпературную жаропрочность, тогда как марганец резко снижает

температуру солидуса и жаропрочность. Влияние легирования на

153

температуру плавления и жаропрочность сплавов В.К. Григорович связывает

с электронной концентрацией: увеличение числа коллективизированных

электронов при легировании более высоковалентными металлами должно

приводить к росту жаропрочности.

При определении эффективности и оптимального количества

легирующих элементов на жаропрочные свойства сплава следует учитывать

тип диаграмм состояния растворителя и легирующих элементов.

Основываясь на классических работах Н.М. Курнакова, И.И. Корнилова и

других, установивших общие закономерности изменения свойств сплавов, в

том числе прочности и пластичности, от состава для главных типов диаграмм

состояния, и привлекая данные о фазовых переходах и, в частности, о

температурах солидуса, были построены диаграммы состав – жаропрочность

для многих систем в широком интервале температур.

Эти диаграммы рассматривают совместно с диаграммами состояния

соответствующих систем, что дает возможность определить влияние на

жаропрочность концентрации легирующих элементов в твердом растворе,

выделения новых фаз, полиморфных превращений.

Наиболее низкие рабочие температуры (450–650

С) имеют стали

ферритного, перлитного и мартенситного классов, т.е. стали на основе

α-железа. Аустенитные стали имеют более высокие рабочие температуры.

Это объясняется влиянием типа кристаллической структуры и полиморфных

превращений на механические свойства сталей при высоких температурах.

Установлено, что скорость ползучести ГЦК-решетки существенно

меньше, чем ОЦК. Для железа вблизи температуры полиморфного

превращения ОЦК-решетка α-фазы становится неустойчивой, в ней

происходит подготовка к перестройке в ГЦК-решетку γ-фазы, при этом

усиливаются диффузионные процессы, что отрицательно влияет на

жаропрочность (рис. 58).

Т,

Рис. 58. Температурная зависимость скорости ползучести υ

чистого железа

(Л. Н. Быстров, Л.И. Иванов, Д.А. Прокошкин)

Для твердых растворов на основе железа влияние кристаллической

структуры на жаропрочность также весьма существенно. На рис. 59

приведена зависимость стрелы прогиба, характеризующей скорость

ползучести сплавов системы Fe–Сr, от концентрации хрома. При температуре

, %/ч

(ГЦК)

(ОЦК)

154

650

С все сплавы являются ферритными и повышение содержания хрома

уменьшает скорость ползучести.

Рис. 59 Диаграмма состояния Fe–Cr (а) и зависимость деформации ползучести ∆ℓ

при изгибе от концентрации хрома при температурах 650–850

С (б)

Т,

Ni 20 40 60 80 Cr, %

Диаграмма состояния Ni–Cr

Ni 20 40 60 80 Cr, %

Рис. 60. Изотерма жаропрочности: А – сопротивление ползучести (время достижения

стрелой прогиба 5 мм) (И.И. Корнилов)

155

На рис. 60 приведены диаграмма состояния Ni–Cr и изотермическая

диаграмма жаропрочности, сравнение которых позволяет определить, что

максимальной жаропрочностью обладает γ-твердый раствор.

При 850

С сплавы, содержащие от 6 до 10 % Cr, имеют аустенитную

структуру, а сплавы, содержащие меньше 6 % и больше 10 % Сr, –

ферритную структуру. Проведенные испытания показали, что сопротивление

ползучести при 850

С аустенитных сплавов значительно выше, чем

ферритных, причем аустенитные сплавы даже при 850

С более жаропрочны,

чем ферритные при 650

С. Из анализа этих диаграмм были сделаны важные

выводы о том, что максимальной жаропрочностью должны обладать γ-

твердые растворы, имеющие предельную легированность, и что переход к

двухфазным α + γ-структурам приводит к резкому снижению жаропрочности.

Это видно на рис. 62, где показана изотерма жаропрочности сплавов системы

Ni–Сr при 1 000

С.

156

Лекция № 19.

План лекции:

Теплостойкие стали.

Условия эксплуатации. Углеродистые и низколегированные стали.

Основные марки. Термическая обработка. Особенности применения.

Хромистые мартенситные и мартенситно-ферритные стали. Способы

упрочнения.

ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ СТАЛИ.

К теплоустойчивым относят стали, используемые в энергетическом

машиностроении для изготовления котлов, сосудов, паронагревателей,

паропроводов и др. Эти же стали применяют в химическом и нефтяном

машиностроении для работы при повышенных температурах.

Рабочие температуры теплоустойчивых сталей достигают 600–650

С, а

давление газовых или жидких сред – 20–30 МПа. Так, рабочие параметры в

паросиловых установках составляют 585

С при давлении 25,5 МПа, а в

наиболее мощных установках достигают 650

С и 31,5 МПа.

Детали таких установок должны работать длительное время без замены

(до 100 000–200 000 ч), поэтому основным требованием является заданное

значение длительной прочности и сопротивление ползучести за весь срок

эксплуатации.

В зависимости от условий работы деталей в качестве теплоустойчивых

используют углеродистые, низколегированные и хромистые стали.

Углеродистые и низколегированные стали.

Для работы при температурах до 120

С и давлениях до 0,8 МПа

обычно применяют стали Ст2 или Ст3, при температурах до 400

С и

давлениях до 6 МПа – углеродистые котельные стали 12К, 15К, 16К, 18К, 20К.

Состав и свойства этих сталей регламентируются ГОСТ 5520-79. Эти стали

различаются содержанием углерода (номер марки стали соответствует

среднему содержанию углерода), при этом чем больше углерода в стали, тем

выше характеристики прочности: σ

= 360–380 МПа, σ

0,2

= 220 МПа для стали

12К и, соответственно, 480–490 и 280 МПа для стали 20К. Одновременно

несколько снижается пластичность (с 24 до 19 %). Котельные стали поставляют

в виде листов толщиной от 4 до 60 мм и труб. Их можно подвергать

пластической деформации и сварке.

Цель термической обработки – получить стабильную структуру,

которая сохранялась бы практически неизменной в течение всего срока

эксплуатации. Стали обычно подвергают нормализации, а при повышенном

содержании углерода (0,22–0,24) – закалке и высокому отпуску, при этом

157

температура отпуска должна быть не менее чем на 100–120

С выше рабочей

температуры.

В процессе длительной эксплуатации в структуре котельных сталей

может происходить сфероидизация и коагуляция карбидов. Этот процесс

ускоряется под действием напряжений. Углеродистые котельные стали

сохраняют длительную прочность на уровне σ

дл

= 60–70 МПа (Ст20К) при

температурах до 500

С, при более высоких температурах длительная

прочность резко снижается.

Для более ответственных деталей энергетических блоков,

работающих при температурах до 585

С и давлении 25,5 МПа, применяют

низколегированные стали, регламентируемые ГОСТ 20072-74. Эти стали в

зависимости от режима термической обработки могут иметь феррито-

перлитную, феррито-бейнитную, бейнитную или мартенситную структуру.

Составы, режимы термической обработки и длительная прочность

наиболее распространенных низколегированных сталей приведены в табл.

28, 29.

Таблица 28

Химический состав теплостойких сталей, %

Марка стали С Сr Мо V

Другие

элементы

12ХМ

12Х1МФ

0,09–0,16

0,08–0,15

0,4–0,7

0,9–1,2

0,4–0,6

0,25–0,35

0,15–0,30 –

25Х1МФ 0,22–0,29 1,5–1,8 0,25–0,35 0,15–0,30 –

25Х2М1Ф

12Х2МФСР

0,22–0,29

0,08–0,15

2,1–2,6

1,5–1,8

0,9–1,1

0,5–0,8

0,3–0,5

0,15–0,3

< 0,8 Si;

0,005 % В

20ХЗВМФ 0,15–0,23 2,8–3,3 0,35–0,55 0,6–0,8 0,3–0,5W

158

Таблица 29

Длительная прочность теплоустойчивых сталей

Марка стали

Режим термической

обработки

исп

σ, МПа, за

время, ч

зак

отп

12ХМ 910–930 670–690

480 250 200

12Х1МФ

960

–

980

740

–

760

520

200

140

25Х1МФ 880–900 640–660

560

580

500

140

120

260

–

290

108

–

25Х2М1Ф 1 050 680–700

550

100–150

160

–

220

–

12Х2МФСР 970–980 730–750

580 120 95

20Х3ВМФ

1 030–

1080

660–700

600

500

550

580

340

200

140

300

160

100

В процессе эксплуатации в низколегированных сталях протекают

следующие изменения в структуре: возрастает размер блоков, укрупняются

карбиды типа МеС и образуются новые карбидные фазы (типа Ме

Ме

С), приграничные области становятся более свободными от карбидов,

твердый раствор обедняется легирующими элементами, особенно

молибденом. Эти процессы приводят к разупрочнению сталей, в частности

снижается временное сопротивление, предел текучести и твердость.

Основными легирующими элементами теплоустойчивых сталей

являются: хром, вольфрам, молибден, ванадий, ниобий. Содержание каждого

из них, кроме хрома, не превышает 1 %. В эти стали входит до 0,08–0,2 % С,

т.к. при более высоких содержаниях ускоряются процессы коагуляции

карбидных фаз и перераспределения легирующих элементов Сr, V, W и

особенно Мо между твердым раствором и карбидами. Присутствие в стали

таких элементов, как Nb, V, Мо, уменьшает скорость диффузионных

процессов перераспределения и способствует термически стабильному

упрочнению в результате образования высокодисперсных карбидов.

Большинство исследователей считают, что в

хромомолибденованадиевых сталях содержание ванадия должно

определяться содержанием углерода (с тем, чтобы он весь был связан в

карбид VC); оптимальным является отношение V/C = 3–4. Это исключает

участие молибдена в карбидообразовании и обеспечивает присутствие его в

α-твердом растворе. Более высокое содержание ванадия невыгодно, т.к. его

переход в твердый раствор приводит к ослаблению межатомных сил связи.

Содержание хрома в сталях этого типа может быть до 3 %, что связано с

необходимостью обеспечения повышенного сопротивления окислению.

159

С повышением температуры и ростом требований по жаропрочности

состав сталей усложняется: сталь, легированная 0,5 % Мо, имеет

550

= 37

МПа, дополнительное легирование 1,0 % Сr повышает предел длительной

прочности до 53–70 МПа, а введение еще 0,3 % V – до 100 МПа.

Наиболее широкое применение среди низколегированных

теплоустойчивых сталей нашли хромомолибденованадиевые стали,

типичным представителем которых является сталь 12Х1МФ (рис. 61, 62). Эта

сталь чаще всего используется в отожженном состоянии или после

нормализации и высокого отпуска, т.е. в сравнительно стабильном, но

разупрочненном состоянии.

Т,

τ, с

НВ, МПа

τ, с

а в

Рис. 61 Термокинетическая диаграмма стали 12Х1МФ (а), изменение соотношения

структурных составляющих (б) и твердости (в) при различных скоростях охлаждения: 1 –

закалка в воду; 2–5 – закалка в масло (3 – при υ

охл

= 800

С/мин; 4 –55

С/мин; 5–3

С/мин)

В более легированных теплоустойчивых сталях, например 12Х2МФСР,

превращение аустенита в верхней области температур с образованием

полигонального феррита и перлита происходит только частично и при малых

скоростях охлаждения (менее 1–5

С/мин), при больших скоростях

охлаждения сталь имеет бейнитную, а при закалке – преимущественно

мартенситную структуру.

Влияние скорости охлаждения и, следовательно, типа исходной

структуры этих сталей на жаропрочность весьма сложное и зависит от

длительности и температуры испытания (рис. 63). При длительности

испытания 1 000 ч и температуре 500

С наиболее жаропрочными оказались

стали с бейнитной структурой; при более длительных испытаниях (до

16 000ч) в интервале 500–600

С наибольшую жаропрочность имеют стали

после закалки и высокого отпуска. Экстраполяция этих данных на

длительность 10

–10

ч предполагает более высокую жаропрочность сталей

со структурой отпущенного мартенсита.

160

а б в

Рис. 62. Структура стали 12Х1МФ после различных режимов термической обработки,

×800: а – закалка в воду; б – закалка в масло; в – охлаждение с печью

500

äë

500600

äë

−

Ф + П Б М Ф + П Б М

Рис. 63. Влияние скорости охлаждения на предел длительной прочности для

низколегированных сталей при разных базах испытаний: а –1 000 ч; б –16 000 ч

Поскольку эти стали после закалки или нормализации обязательно

подвергаются высокому отпуску (например, сталь 12Х2МФСР при 730–750

С, 3 ч), то в структуре стали всегда присутствуют специальные карбиды.

Превращения в этих сталях при отпуске включают распад остаточного

аустенита (содержание которого может составлять после закалки 3–8 %),

выделение специальных карбидов, укрупнение карбидов и рекристаллизацию

феррита. До 600

С в сталях обнаруживаются в основном карбиды

цементитного типа, а при 600–700

С – также карбид ванадия (типа МеС) в

высокодисперсном состоянии. Повышение температуры отпуска

сопровождается растворением карбидов цементитного типа и коагуляцией

карбидов ванадия. В сталях, подвергнутых улучшению, специальные

карбиды распределены равномерно, что можно объяснить более однородным

распределением дефектов структуры, как предпочтительных мест зарождения

карбидов. Для всяких дисперсионно-упрочненных сплавов жаропрочность

сталей этого типа зависит от размеров карбидных частиц и расстояния К

между частицами.