Основные положения теории постиндустриального общества д белла. Концепции постиндустриального общества дэниела белла. Постиндустриальное общество. Теория Белла

Е. Г. НАЗАРОВ, С. Б. МАСЛЕНКОВ
ЦНИИЧЕРМЕТ
ISSN 0026-0819. «Металловедение и термическая обработка металлов», № 3, 1970 г.

Термическая обработка воздействует на структуру (величину зерна, величину блоков, величину и количество дисперсных фаз, характер их распределения), а также формирует состояние границ зерен и направленное выделение упрочняющих фаз, что значительно повышает свойства жаропрочных материалов.

Механическая обработка как правило предшествует термической обработке, но часто применяется и после термической обработки, а также до и после нее.

Детали и полуфабрикаты подвергают термической обработке до эксплуатации, но иногда (полностью или частично) их обрабатывают в процессе эксплуатации.

Аустенитные дисперсионно-твердеющие стали и сплавы подвергают разным видам термической обработки: отжигу, закалке, отпуску (старению или дисперсионному твердению) и отпуску для снятия напряжений.

В процессе механической обработки давлением или других операций металл охрупчивается. Для устранения хрупкости и снижения твердости сплавов применяют отжиг. При отжиге сплавы нагревают до высоких температур ~1000-1250 °C (в зависимости от химического состава сплава), выдерживают от 0,5 до нескольких часов (в зависимости от массы заготовки или детали) и охлаждают с возможно большей скоростью. Для менее легированных сплавов допускается охлаждение в воде, но для высоколегированных сложных сплавов предпочтительней охлаждение на воздухе в масле и других мягкоохлаждающих cpедах, так как охлаждение в воде может привести к термическим трещинам.

Для достижения высоких прочностных свойств и жаропрочности жаропрочные стали и сплавы подвергают двойной обработке состоящей из закалки и последующего старения.

Для рассматриваемых сплавов операция закалки по своему эффекту отличается и закалки углеродистых сталей и проводится с целью растворения карбидных и интерметаллидных фаз в твердом растворе, т.е. для получения однородного твердого раствора, обладающего минимальной твёрдостью. В США и Англии закалка обычных углеродистых сталей называется «hardening», т. е. приобретение твердости; закалка же жаропрочных сплавов называется «solution treating», т. е. обработка на (твёрдый) раствор.

Для всех дисперсионно-твердеющих жаропрочных сталей и сплавов температура нагрева под закалку примерно такая же, как и температура отжига.

Выдержкой при высоких температуpax достигается растворение избыточных фаз в твердом растворе и получение зерна требуемых размеров. Величина зерна сталей и сплавов зависит от температуры награ и времени выдержки.

Часто после закалки рекомендуют проводить быстрее охлаждение - для предотвращения выделений избыточных фаз . Однако, как будет показано далее, это излишне, особенно при обработке сложных аустенитных сплавов, у которых даже при сравнительно быстром охлаждении происходит кататермическое твердение, т. е. выделение упрочняющих фаз при охлаждении с высокой температуры. Этот процесс зависит от склонности сплавов к дисперсионному твердению, поэтому необходимо остановиться на этом важном явлении.

Дисперсионное твердение или старение сталей и сплавов может быть: анатермическое, кататермическое и изотермическое. Диатермическое старение происходит в процессе нагрева стали или сплава при непрерывно повышающейся температуре, кататермическое старение происходит в пpoцеcce охлаждения стали или сплава при непрерывно снижающейся температуре . Изотермическое старение происходит при постоянной температуре

Существуют слабо, умеренно и сильно дисперсионно-твердеющие сплавы. Резкого разграничения между ними нет, однако по интенсивности процессов дисперсионного твердения легко разделить эти группы сплавов. По этому принципу впервые в работе , а после и в работе дисперсионно- твердеющие сплавы были подразделены на три группы.

Сильно дисперсионно-твердеющие стали и сплавы в основном эффективно упрочняются вследствие твердения при кататермическом старении. Эти сплавы содержат 5-7 % и более упрочняющей фазы. Дополнительное старение этих сплавов мало или почти не приводит к возрастанию твердости и прочности, например такие сплавы, как: НХ35ВТЮ (ЭИ787), ЭИ929, ЭИ867, Юдимет 700, Nin-109, Nin-115 и др. Химический состав сплавов приведен в табл. 3 и 4.

Умеренно дисперсионно-твердеющие сплавы упрочняются при кататермическом и в большей степени при изотермическом старении. Эти сплавы ХН35ВТ (ЭИ612), ЭИ612К, ХН35ВТР (ЭИ725), ЭП164, А-286, Дискалой-24 содержат 2-5 % упрочняющей фазы.

Слабо или мало дисперсионно-твердеющие сплавы упрочняются только лишь при искусственном изотермическом старении. Кататермическому старению эти стали и сплавы не подвержены и содержат небольшое количество упрочняющей фазы (до 2 %). К этой группе относятся сплавы: ЭИ813, Х25Н16Г7АР (ЭИ835), ЭИ435, Nim-75, V-480S и др.

Таким образом, нет необходимости в обеспечении быстрого охлаждения сплавов после высокотемпературного нагрева. Необходимое упрочнение сплавов той или иной группы может быть достигнуто в результате естественного кататермического или искусственного изотермического старения, или, наконец, в результате их комбинаций.

Двойная закалка. Для некоторых, особенно содержащих значительное количество упрочняющей фазы, сплавов наилучшее сочетание механических свойств получается после двойной закалки (нормализации) . Первая высокотемпературная нормализация (1170-1200 °C) обеспечивает образование гомогенного твердого раствора и сравнительно крупное зерно, способствующее наиболее высокому сопротивлению ползучести. Вторая низкотемпературная нормализация (1000-1100 °C) приводит к преимущественному выделению карбидов по границам зерен и образованию упрочняющей фазы различной дисперсности. Более крупные выделения γ’-фазы образуются при охлаждении от 1050 °C на воздухе . У многих сплавов - ХН70ВМТЮ (ЭИ617), ЭИ929, ХН35ВТЮ (ЭИ787), серия «нимоник» - после двойной нормализации с последующим старением значительно повышаются жаропрочные и пластические свойства.

Дисперсионное твердение (старение). Для получения высоких прочностных свойств почти все жаропрочные сплавы перед эксплуатацией подвергают дисперсионному твердению (выделение дисперсных фаз из твердого раствора). Состав и природа упрочняющих фаз определяют у данного сплава температурные режимы старения.

В жаропрочных сплавах на никельхромовой, железоникельхромовой и кобальтникельхромовой основах содержатся:
а) первичные карбиды (TiC, VC, ТаС, ZrC, NbC и др.), имеющие очень высокую температуру диссоциации;
б) вторичные карбиды (M 23 C 6 ; М 6 С; М 7 С 3), выделяющиеся из твердого раствора. Карбид M 23 C 6 образуется в сплавах с 5 % Сr и более;
в) основные упрочняющие интерметаллидные γ’-фазы (Ni 3 Ti, Ni 3 Al, Ni 3 Nb и др.). Вследствие тонкой дисперсности этих фаз и когерентности с твердым раствором, сплавы при их образовании приобретают максимальную жаропрочность.

Стали и сплавы с карбидным упрочнением применяются при более низких температурах, чем сплавы с интерметаллидным упрочнением. Карбиды менее дисперсны, более склонны к коагуляции и распределены в матрице сплава менее равномерно, чем γ’-фазы. Однако для достижения средней жаропрочности достаточно одного карбидного упрочнения. Карбидные фазы дополнительно упрочняют сплавы, твердеющие в результате выделения γ’-фазы.

Морфология частиц γ’-фаз и карбидов в значительной мере зависит от термической обработки и ее длительности и регулирует свойства сплавов. Длительность тепловых выдержек приводит к укрупнению размеров частиц γ’-фазы и вызывает реакции, происходящие в первую очередь по границам зерен. Для понимания процессов, протекающих в сплавах при термической обработке, и прогнозирования их свойств при длительной службе очень важно знать точный состав γ’-фазы при любой температуре и различном времени выдержки при этой температуре, а также химический состав матричного твердого раствора. Скорости превращения карбидных и интерметаллидных фаз, их реакций могут оцениваться дополнительно с помощью данных кинетики изменений твердости, физических и механических свойств. В наиболее распространенных, жаропрочных сплавах на никелевой основе, содержащих хром и кобальт, легированных алюминием, титаном и молибденом, реакции превращений можно выразить в виде уравнения: МС +γ→М 6 С +γ+γ’+МС , где М элементы: Сr, Ti, Та и другие; М’ - те же карбидообразующие элементы, что и в М . Приблизительно половина количества углерода, по данным работы , остается в карбидах МС , нами условно названных М’С ; γ’-фаза (Ni 3 M ) - соединение избытка титана, алюминия в твердом γ-растворе с никелем.

Карбиды М 6 С образуются при 980-1150 °C, тогда как карбидная реакция МС →М 23 С 6 протекает при 760-980 °C. Установлено , если в сплаве содержится молибден и вольфрам в сумме >6 %, то в основном будут выделяться карбиды в форме М 23 С 6 , однако указано , что данное положение, по-видимому, неточно обосновано. Это зависит, очевидно, от содержания углерода.

Исследованиями, проведенными на сплаве В-1900, установлены реакции, протекающие в нем после термической обработки (1080 °C 4 ч , воздух+899 °C 10 ч , воздух) и в процессе длительного старения до 2400 ч при 980 °C . Они выражены уравнением:
МС + γ + γ’ → М 6 С + γ + остаток γ’.

Карбиды МС (а = 4,37 Å) богаты титаном и танталом, а карбиды М 6 С (а = 11,05 Å) богаты молибденом, никелем и кобальтом. Карбиды М 6 С наблюдаются в двух формах: глобулярной и пластинчатой. С течением времени глобули и пластинки карбидов укрупняются. Выделения γ’-фазы вначале глобулярны, потом появляется γ’-фаза в виде пластинок, со временем при высокой температуре происходит их рост, агломерация и удлинение в размерах. Одновременно выделения γ’-фазы окружают все карбиды и границы зерен в виде оболочки. Приложение напряжения значительно ускоряет процесс перехода карбидов МС в карбиды М 6 С и интерметаллидные изменения. В сплавах с более высоким содержанием хрома в основном образуются карбиды М 23 С 6 .

Скорости реакции превращения γ’-фазы больше при наложении напряжений в процессе тепловой выдержки, чем при напряжениях, предварительно полученных перед этим. Напряжения приводят к избирательным процессам выделений и превращений и способствуют утолщению границ зерен, вызывают удлинение и коалесценцию упрочняющих фаз, как было показано в работах . Укрупнение зерна способствует ускорению реакций превращений карбидных и интерметаллидных фаз, происходящих в пограничных зонах. Например, появление высокотемпературной пластинчатой фазы в сплавах обнаруживается значительно раньше в крупнозернистых сплавах.

В работе установлено образование в сплаве 15 Сr-25 Ni-3 Al-2,5 Ti интерметаллидной фазы Ni 2 -Al, Ti, наряду с γ’-фазой Ni 3 (Al, Ti). Фаза Ni 2 Al, Ti образуется в процессе старения при 700 °C и имеет вид пластин, размер которых увеличивается с течением времени выдержки. Эта фаза выделяется главным образом в областях, свободных от γ’-фазы, а также по границам зерен. Она некогерентна с твердым раствором, поэтому микропустоты перед разрушением сплава образуются в первую очередь вблизи её выделений.

Фазы Лавеса (АВ 2) - незначительно упрочняют сплавы вследствие их некогерентности с твердым раствором и термической неустойчивости. Но при наличии в структуре γ’-фазы, фазы Лавеса дают возможность, из-за свойственной им длительности инкубационного периода выделения продлевать срок службы сплавов при температурах не выше 750 °C.

Боридные фазы - типа М 3 В 2 , М 3 В, М 5 B 5 разных борсодержащих сплавах имеют сложный химический состав. Например, в данным работы , такие фазы соответствуют соединению (Мо 0,5 Cr 0,25 Ti 0,15 Ni 0,10) 3 B 2

В зависимости от наличия тех или иных фаз и состояния сплава (литой, деформированный) назначают режимы дисперсионного твердения. Температура старения не должна вызывать растворение упрочняющих фаз и коагуляцию или коалесценцию. Хотя в некоторых случаях для получения заданных свойств приходится заведомо применять высокие температуры, вызывающие коагуляцию частиц и выделение их в менее дисперсном виде. Обычно старение сплавов с карбидным упрочнением проводят при 600-800 °C, с интерметаллидным упрочнения при 700-1000 °C, в зависимости от количества и состава избыточных фаз. С увеличением количества упрочняющей фазы (суммы титана и алюминия) в сплавах повышается и температура старения (см. рис. 1). Сплавы, содержащие более 8 % (Ti+Al), только нагревают до 1050-1200 °C и охлаждают на воздухе. Такие сплавы в результате кататермического старения приобретают максимальное упрочнение (например, сплавы ЖС6-К и ЭИ857). Сплавы Rene 100 и IN-100 с 9-10,5 % (Ti+Al) подвергай старению при ~1000 °C, но это по существу вторая закалка, а не старение. По-видимому для таких сплавов это высокотемпературное старение излишне, они в еще большей степени подвержены кататермическому старе нию, и для них вполне достаточно охлаждения на воздухе с температур нормализации, как, например, показано на рисунке для сплава IN-100

Рис.1.

Режимы старения можно изменять в зависимости от требуемых свойств сплава. Существуют ступенчатые режимы старения - двойные и более сложные, но они мало приемлемы для практики. Для кратковременных сроков службы и особенно для длительных сроков применение многоступенчатых режимов старения совершенно не оправдано, так как полученные структуры в процессе сложных термических обработок неизбежно меняются в условиях длительной эксплуатации, при воздействии температуры и нагрузки. Процессы старения в сплавах продолжают протекать независимо от исходного структурного состояния. Частицы упрочняющей фазы коагулируют, коалесцируют, а неустойчивые частицы растворяются в твердом растворе, происходят повторные и неоднократные выделения новых более равновесных (на данном этапе) частиц, эти процессы происходят одновременно. В зависимости от температурных условий тот или иной процесс может преобладать. После выдержки (обычно от 4 до 16 ч ) при температурах старения сплавы охлаждают на воздухе.

Типичные режимы термической обработки для зарубежных сплавов представлены в табл. 1. и для отечественных - в табл. 2. Химические составы этих сплавов приведены в табл. 3 и 4. Следует отметить, что отжиг для этих сплавов у нас почти не применяется, да и отжиг от закалки (нормализации) очень незначительно отличается (см. табл. 1).

Таблица 1

Сплав	Отжиг		Обработка на твёрдый раствор		Промежуточное старение		Окончательное старение
Сплав	Температура в °С	Время в ч	Температура в °С	Время в ч	Температура в °С	Время в ч	Температура в °С	Время в ч
Inconel-600	1038	1/4..1/2	1120	2	—	—	—	—
Inconel-625	925..1038	1	1090..1200	1	—	—	—	—
Inconel-700	1200	2	1180	2	—	—	870	4
Inconel-718	955	1	955	1	732	8	720	8
Inconel X-750	1038..1090	1/2..3/4	1150	2	845	24	700	20
Nim-80A	1080	2	1080	2	—	—	700	16
Nim-90	1080	2	1080	2	—	—	700	16
Rene-41	1080	2	1080	2	—	—	760	16
Udimet-500	1080	4	1080	4	845	24	760	16
Udimet-700 *	1138	4	1120..1175	4	870+	8	650+	24
	—	—	—	—	+985	4	+760	8
Waspaloy	1010	4	1080	4	845	24	760	16
Inconel-713 *	—	—	1150..1175	2	—	—	930..995	4..16
Inconel-713C *	—	—	1150..1175	2	—	—	930..995	4..16
IN-100 *	—	—	1150..1175	2	—	—	930..995	4..16
* Литые сплавы

Таблица 2

Сплав	1-я закалка		2-я закалка		Окончательное старение
Сплав	Температура в °С	Время в ч	Температура в °С	Время в ч	Температура в °С	Время в ч
ЭИ435	980..1020	0,5	—	—	—	—
ХН77ТЮР	1080	8	—	—	700..750	16
ХН70ВМТЮ	1200	2	1050	4	800	16
ХН35ВТЮ	1180	2,5	1050	4	750..800	16
ЭИ445Р	1200	4..6	—	—	850	15..20
ЭИ893	1160	2	—	—	800	12
ЭИ929	1220	2	1050	4	850	8
ЭИ867	1220	4..10	—	—	950	8
ЭН867*	1180	6	1000	8	850	16
ЭИ661	1200	10..15	950..1050	5..8	—	—
ЖС6К	1200	4	—	—	—	—
* Промежуточное старение при 900 °С 8 ч .

Таблица 3

Марка сплава	Содержание элементов в %
Марка сплава	C	Cr	Co	Mo	Nb	Ti	Al	Fe	Другие элементы
Inconel-600	0,04	15	—	—	—	—	—	7	—
Inconel-700	0,12	15	30	3	—	2,2	3,2	1	—
Inconel-718	0,04	19	—	3	5	0,8	0,6	18	—
Inconel X-750	0,04	15	—	—	1	2,5	0,9	7	—
Nim-80A	0,08	20	1	—	—	2,3	1,3	3	—
Nim-90	0,08	20	18	—	—	2,5	1,5	3	—
Rene-41	0,08	19	11	10	—	3	1,5	2	0,005 B
Udimet-500	0,08	18	18	4	—	3	2,9	0,5	0,004 B
Udimet-520	0,05	19	12	6	—	3	2	0,5	0,005 B; 1 W
Udimet-700	0,15	15	19	5	—	3,5	4,5	0,5	0,05 B
Waspaloy	0,10	20	14	4	—	3	1,3	0,75	0,004 B; 0,06 Zr
Inconel-713	0,12	13	—	4,5	2	0,6	6	0,5	—
Inconel-713 C	0,06	12	1,5	4,5	2	0,6	6	0,3	—
IN-100	0,15	10	14	3	—	5	5,5	—	0,015 B; 0,06 Zr; 1,0 V
B-1900	0,10	8	10	6	—	1,0	6	—	0,015 B; 0,08 Zr; 4,5 Ta

Таблица 4

Марка сплава
Марка сплава	C	Cr	Co	Mo	W	Ti	Al	Fe	B	Другие элементы
ЭИ435	0,10	20	—	—	—	0,30	0,10	1	—	—
ХН77ТЮР	0,05	20	—	—	—	2,5	0,8	1	0,01	0,10 Ce
ХН70ВМТЮ	0,10	15	—	3	6	2,1	2,1	до 5	0,02	0,02 Ce; 0,3 V
ХН35ВТЮ	0,05	15	—	—	3	3	1,2	~40	0,03	0,02 Ce
ЭИ445Р	0,05	18	—	4,5	4,5	2,5	1,2	1	0,01	0,02 Ce
ЭИ893	0,05	15	—	5	10	1,4	1,4	1	0,01	0,02 Ce
ЭИ929	0,06	10,5	15	5	6	1,7	4	—	—	0,1 Ba; 0,5 V
ЭИ867	0,06	9,5	5	10	5	—	4,5	—	0,02	—
ЖС6-К	0,15	11,5	4,5	4	5	2,8	5,5	1	0,02	—

Температура закалки за рубежом ниже и время выдержки значительно меньше (почти в 2 раза), чем температура закалки, применяющаяся в СССР. В результате этого зарубежные сплавы более мелкозернистые, чем применяемые у нас. Вторую закалку за границей не применяют, тогда как у нас она успешно применяется для многих сплавов.

Приведенные в табл. 1 и 2 типичные режимы термической обработки могут быть изменены в зависимости от требований. Известно, что сплавы с крупным зерном, получаемым при нагреве до высоких температур, имеют более высокое сопротивление ползучести, чем мелкозернистые. Крупнозернистые сплавы (2-3-й балл) имеют и значительно более высокую длительную прочность при высоких температурах. Однако, в случае умеренно высоких температур (600-700 °C) более высокой жаропрочностью обладают сплавы со средним размером зерна 4-5-го балла. Мелкозернистая структура вследствие большей поверхностной энергий разветвленных границ зерен более нестабильна, особенно при повышенных температурах эксплуатации, поэтому величина зерна жаропрочных сплавов, особенно предназначенных для длительной службы, должна соответствовать 3-4-му баллу стандартной шкалы. Такая величина зерна обычна после нагрева до 1100-1120 °C, а у сложноле гированных сплавов при 1150-1170 °C.

За рубежом большинство промышленных сплавов нагревают при этих температурах.

Для получения высоких прочностных свойств при комнатной и невысоких температурах (~550 °C) нормализацию следует проводить при 950-1050 °C и старение при более низких температурах, вследствие чего сплавы получаются мелкозернистым (5-6-й балл), упрочненные тонкодисперсными выделениями γ’-фазы.

Таким образом, выбор режима термической обработки определяется требуемыми механическими свойствами. При применении сильно дисперсионно-твердеющих сплавов для работы при температурах, превышающих температурный интервал дисперсионного твердения (например, при 900-950 °C), их подвергают только одной нормализации. При нагреве до температур эксплуатации происходит интенсивное твердение сплавов в процессе нагрева (анатермическое старение), они получают максимальное упрочнение в зоне рабочих температур и могут определенное время успешно выдерживать нагрузки. Однако такие же сплавы, предварительно состаренные, имеют меньший запас сопротивляемости температурам и нагрузкам и, следовательно, менее работоспособны. Слабо дисперсионно-твердеющие сплавы (ЭИ813, ЭИ435, Inconel-600 и др.) не подвергают старению, так как дисперсионное твердение их дает малый эффект и происходит во время эксплуатации. Для обеспечения длительной стабильности сплавов необходимо умеренное содержание упрочняющих фаз в их структуре (т. е. применение умеренно дисперсионно-твердеющих сплавов). Очень важно при этом получить равномерное и максимальное выделение тонкодисперсных интерметаллидных и карбидных фаз, что предусматривалось ступенчатыми режимами обработки. Ступенчатые режимы старения , хотя и приводят к потере прочностных свойств, но значительно повышают пластические свойства и уменьшают склонность сплавов к тепловой хрупкости. Однако проведенные позднее эксперименты показали нецелесообразность этого метода. Так, на сильно дисперсионно-твердеющем сплаве ХН35ВТЮ (ЭИ787) были проверены сложные режимы термической обработки одновременно с самым простым режимом, состоящим только из одного старения при 750 °C. Оценивалась склонность к тепловой хрупкости при выдержках до 10’000-20’000 ч и температуре 700 °C. Результаты (табл. 5) показывают, что независимо от сложности предварительного режима термической обработки сплав охрупчивается. Увеличение числа ступеней отпуска или продолжительности выдержки влияет лишь только на исходные значения ударной вязкости. В процессе старения она снижается, причем в меньшей степени после термической обработки, состоящей из одного старения.

Как было ранее указано, процессы дисперсионного выделения, коалесценции и растворения термодинамически неустойчивых частиц второй фазы происходят непрерывно. Эти процессы происходят регенеративно, цикл повторяется за циклом, поэтому сколько бы сплав ни состаривать предварительно и усложнять режимы термической обработки, он при длительной тепловой выдержке будет изменять свои свойства, охрупчиваться в результате постоянного выделения частиц упрочняющей фазы и изменения структурного состояния.

Следует остановиться на оригинальном и простом режиме термической обработки дис персионно-твердеющих горяче- или холоднодеформированных сплавов, который состоит из одинарного старения (без предварительной закалки).

Этот режим позволяет получать наилучшие прочностные свойства и пластичность в широком диапазоне температур, а также наивысшую жаропрочность и сопротивляемость усталости при температурах до 750 °С . Кроме того, этот режим обеспечивает лучшее сопротивление тепловой хрупкости и нечувствительность к надрезам. Режим обработки, состоящий только из одного старения, проверен на некоторых сплавах и успешно внедрен в производство . Сведений о применении таких режимов за границей пока не имеется.

Другое важное условие обеспечения длительной стабильности сплавов - достижение высокой термической устойчивости упрочняющих фаз. Это достигается усложнением состава упрочняющих фаз, введением в сплав элементов, которые частично входят в состав упрочняющей γ’-фазы. Наиболее эффективные упрочняющие γ’фазы - Ni 3 Al и Ni 3 Ti и их сочетание - Ni 3 (А1, Ti) могут быть усложнены: ниобием, танталом, оловом, кремнием, магнием, бериллием, рутением, молибденом и другими элементами, обеспечивающими дисперсионное твердение никелевых сплавов. Из них особый интерес представляют элементы с несколько большим атомным диаметром, например олово.

Атомные диаметры некоторых элементов, образующих с никелем фазы типа γ’, следующие:

Снятие напряжений. Для снятия напряжений и стабилизации размеров деталей часто используют отпуск. Внутренние напряжения могут возникать в результате механической обработки, сварки или в процессе эксплуатации. Готовые изделия из жаропрочных сплавов подвергают отпуску при 400-700 °C с выдержкой в зависимости от габаритов изделия; после отпуска медленное охлаждение. При более высоких температурах отпуска начинают протекать процессы старения, и для многих сплавов отпуск может быть совмещен с обычным старением, поэтому, как окончательную обработку перед эксплуатацией, целесообразно проводить старение, позволяющее полностью снимать внутренние напряжения.

Новые исследования. В США выдан патент на метод повышения твердости, прочностных характеристик, сопротивления ползучести и жаростойкости аустенитных жаропрочных сплавов на никелевой, никелькобальтовой и других основах (Патент США № 3329535 от 4.07.1967 г.). Этот метод заключается в обработке на твердый раствор с охлаждением на воздухе при приложении высокого гидростатического давления (10’000-50’000 атм ), что заметно уменьшает растворимость углерода в твердом растворе (выдержка под давлением 1-10 мин ). В результате высокого давления атомы углерода или карбиды «выжимаются» из матрицы в когерентные выделения и располагаются в форме сетки, при этом частицы когерентных фаз не выпадают, как обычно, по границам зерен. При последующем старении (650-980 °C) карбиды выделяются вокруг равномерно распределенных ячеистых образований твердого раствора.

Представляют интерес исследования, проведенные в США на сплаве Inconel-718. Упрочнение этого сплава достигается выделениями γ’-фазы на основе Ni 3 Nb, состав которой соответствует соединению Ni 3 (Nb 0,8 Ti 0,2), . Сплав Inсоnе1-718 медленно дисперсионно-твердеющий и вследствие этого высокотехнологичный и хорошо свариваемый. Он применяется для работы до 760 °C. Его высокая прочность (σ 0,2 до 120-145 кГ/мм 2 ) сочетается с хорошей коррозионной стойкостью. Обращает внимание невысокая температура нормализации 955 °C (см. табл. 1), обеспечивающая высокие значения прочности. Влияние ниобия на свойства этого сплава благотворно и эффективно. Титан также оказывает повышающее влияние на свойства сплава Inconel-718, не меньше, чем ниобий. Влияние алюминия менее существенно, вызывает небольшое повышение прочности с переменным эффектом. Кремний по влиянию подобен ниобию с небольшими отклонениями. В работе изложены результаты исследований двойных (Ni+Si) и тройных (Ni+Si+Ti) сплавов. Установлено образование β-фазы: Ni 3 S и Ni 3 (Si, Ti), в сплавах, содержащих - ~12-13 % Si и 6-10 % Si и 1-4 % Ti соответственно. Рентгеноструктурным методом установлено, что фаза Ni 3 (Si, Ti) подобна γ’-фазе Ni 3 (Al, Ti); Ni 3 Si, или β-фаза в двойных сплавах образуется в результате перитектоидной реакции при температурах ниже 1040 °C. Она обладает значительной пластичностью, как и соответствующая ей фаза Ni 3 (Si, Ti). Добавка в двойной сплав титана (~2 %) устраняет перитектоидное β-образование, и образующаяся фаза Ni 3 (Si, Ti) имеет одинаковую точку плавления, как и соединение Ni 3 Ti (1380 °C). Сплавы, содержащие кремний и титан в указанных количествах, имеют довольно высокие прочностные свойства и пластичность. Maксимальный предел прочности и текучести литых сплавов при комнатной температуре соответственно составляют: 55-57 и 25-28 кГ/мм 2 , а минимальное удлинение нахо дится в пределах 15-30 % Другие свойства этих дисперсионно-твердеющих сплавов не приводятся.

Вредные фазы. При длительной термической обработке или в процессе службы во многих жаропрочных сплавах выделяются σ-, μ- и другие фазы, которые не имеют строгого стехиометрического соотношения и являются твердыми растворами переменного состава. Эти фазы вызывают понижение пластических свойств сталей и сплавов. Образованию σ-фазы в значительной степени могут способствовать хром, вольфрам, молибден и др. Небольшие добавки кобальта (до 5 %) могут уменьшить процесс σ-образования. При этом он входит в состав упрочняющей фазы Ni 3 M и освобождает хром в твердый раствор. Содержание кобальта выше 5 % активно влияет на σ-образование, особенно при недостатке в сплаве хрома. Существуют методы расчета времени образования σ-фазы в сплавах. Это - вычисления так называемой точки N v - точки плотности электронных вакансий , однако они не всегда точны. Есть сплавы, имеющие опасную точку N v , но не образующие σ-фазу. В сплавах Ud-700, Ud-500, Ud-520, IN-713C, Rene-41 была обнаружена σ-фаза. Хотя σ-фаза понижала характеристики сплавов Ud-700 и IN-100, она мало или совсем не влияла на прочность других сплавов . Исследованиями высокопрочных литых сплавов установлено, что присутствие σ-фазы не влияет на снижение свойств .

Сплавы на никелевой основе хорошо противостоят окислению до температур 850-950 °C. При более высоких температурах (температуры нагрева под закалку) они окисляются с поверхности и по границам зерен, поэтому для термической обработки жаропрочных сплавов при высоких температурах, по данным работы , желательно иметь вакуумные или водородные печи. Охлаждение металла по окончании выдержки достигается с помощью струи инертного газа. Если окисление недопустимо, необходимо применять печи с защитной атмосферой. Нагрев в соляных ваннах нежелателен, так как хлориды ванны могут реагировать с поверхностью металла в процессе нагрева даже при температурах старения. Термические печи для проведения старения могут быть обычные с воздушной атмосферой и нагреваться газом. Разбавленная экзотермическая атмосфера сравнительно безопасна и экономична. Эндотермическая атмосфера не рекомендуется. Если недопустимо окисление, то применяют атмосферу аргона. Точность регулирования температуры при термической обработке должна быть для деформируемых сплавов в пределах 4-5 °C, для литых 8-10 °C.

Список литературы:

1. Назаров Е. Г., Латышов Ю. В. Улучшение свойств дисперсионно-твердеющих жаропрочных сталей и сплавов. М., ГООИНТИ, 1964, № 23-64-1349/26.
2. Борздыка А. М., Цейтлин В. 3. Структура и свойства жаропрочных сплавов в связи с термической обработкой НТО МАШПРОМ М., «Машиностроение», 1967.
3. Беликова Э. И., Назаров Е. Г. «МиТОМ», 1962, № 7.
4. Betterige W., Franklin А. «J. of the Institute of Metals», 1957, v. 85.
5. Беттеридж В. Смит. Жаропрочные металлические материалы. Изд-во иностр. лит., 1958.
6. Беляцкая И. С., Лившиц Б. Г. «Известия вузов. Черная металлургия», 1960, № 7.
7. Эстулин Г. В. Приложение к журналу «Сталь», 1958.
8. Лившиц Д. Е., Химушин Ф. Ф. Исследования по жаропрочным сплавам. АН СССР, 1957.
9. Danеsi W., Donachie М., Radаvich J. «TASM», 1966, v. 59.
10. Danesi W., Dоnасhie M. «J. of the Institute of Metals», 1969, v. 97.
11. Cowan T. «J. of Metals», 1968, v. 20, № 11.
12. Назаров E. Г., Приданцев M. В. «МиТОМ», 1963, № 11.
13. Назаров Е. Г. «МиТОМ», 1969, № 8.
14. Sims С. «J. of Metals», 1966, № 10.
15. Левин Е. Е., Пивник Е. М. Прогрессивные методы термической обработки высоколегированных жаропрочных сплавов. Серия «Металловедение и термическая обработка». Вып. 4. Ленинград, 1963.
16. Гуляев А. П., Устименко М. Ю, «Известия АН СССР «Металлы», 1966, № 6.
17. Ульянин Е. А. «МиТОМ», 1966, № 10.
18. Williams К. «J. of the Institute of Metals», 1969, v. Э7.
19. Murphy H., Sims C. Beltran A. «J. of Metals», 1968, v. 20, № 11.
20. Burger J., Hanink D. «Metal Progress» 1967, v. 92, № 1.
21. Wagner H., Prock J «Metal Progress», 1967, v. 91, № 3.
22. Mihalisin I., Bicber C., Grant R. «Trans, of Metallurgical Society of А1МЕ», 1968, v. 242.
23. Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М. «Металлургия», 1969.
24. Ozel М., Nutting I. «J. Iron and Steel Institute», 1969, v. 207.

— это коррозионностойкие хромоникелевые аустенитные стали, которые в мировой практике известны как стали типа 18-10. Это наименование им дает номинальное содержание в них 18 % хрома и 10 % никеля.

Хромоникелевые аустенитные стали в ГОСТ 5632-72

В ГОСТ 5632-72 хромоникелевые аустенитные стали представлены марками 12Х18Н9Т, 08Х18Н10Т, 12Х18Н10Т, 12Х18Н9, 17Х18Н9, 08Х18Н10, 03Х18Н11.

Роль хрома в аустенитных нержавеющих сталях

Основным элементом, дающим сталям типа 18-10 высокую коррозионную стойкость, является хром. заключается в том, что он обеспечивает способность стали к пассивации. Наличие в стали хрома в количестве 18 % делает ее стойкой во многих окислительных средах, в том числе в азотной кислоте в большом диапазоне, как по концентрации, так и по температуре.

Роль никеля в аустенитных нержавеющих сталях

Легирование никелем в количестве 9-12 % переводит сталь в аустенитный класс. Это обеспечивает стали высокую технологичность, в частности, повышение пластичности и снижение склонности к росту зерна, а также уникальные служебные свойства. Стали типа 18-10 широко применяют в качестве коррозионностойких, жаростойких, жаропрочных и криогенных материалов.

Фазовые превращения в аустенитных нержавеющих сталях

В хромоникелевых аустенитных сталях могут происходить следующие фазовые превращения:

выделение избыточных карбидных фаз и σ-фазы при нагреве в интервале в интервале 450-900 ºС;
образование в аустенитной основе δ-феррита при высокотемпературном нагреве;
образование α-фазы мартенситного типа при холодной пластической деформации или охлаждении ниже комнатной температуры.

Межкристаллитная коррозия в аустенитных нержавеющих сталях

Склонность стали к межкристаллитной коррозии проявляется в результате выделения карбидных фаз. Поэтому при оценке коррозионных свойств стали важнейшим фактором является термокинтетические параметры образования в ней карбидов.

Склонность к межкристаллитной коррозии закаленной стали типа 18-10 определяется, в первую очередь, концентрацией углерода в твердом растворе. Повышение содержания углерода расширяет температурный интервал склонности стали к межкристаллитной коррозии.

Сталь типа 18-10 при выдержке в интервале 750-800 ºС становится склонной к межкристаллитной коррозии:

при содержании углерода 0,084 % — уже в течение 1 минуты;
при содержании углерода 0,054 % — в течение 10 минут;
при содержании углерода 0,021 5 – через более чем 100 минут.

С уменьшением содержания углерода одновременно снижается температура, которая соответствует минимальной длительности изотермической выдержки до начала межкристаллитной коррозии.

Сварка аустенитных нержавеющих сталей

Необходимую степень стойкости стали против межкристаллитной коррозии, позволяющей выполнять сварку достаточно толстых сечений, обеспечивает содержание углерода в стали типа 18-10 не более 0,03 %.

Межкристаллитная коррозия при 500-600 ºС

Стабилизация стали титаном и ниобием

При введении в хромоникелевую сталь типа 18-10 титана и ниобия, которые способствуют образования карбидов, меняются условия выделения карбидных фаз. При относительно низких температурах 450-700 ºС преимущественно выделяются карбиды типа Cr 23 C 6 , которые и дают склонность к межкристаллитной коррозии. При температурах выше 700 ºС преимущественно выделяются специальные карбиды типа TiC или NbC. При выделении только специальных карбидов склонности к межкристаллитной коррозии не возникает.

Азот в аустенитных нержавеющих сталях

Азот, как и углерод, имеет переменную растворимость в аустените. Азот может образовывать при охлаждении и изотермической выдержке самостоятельные нитридные фазы или входить в состав карбидов, замещая в них углерод. Влияние азота на склонность к межкристаллитной коррозии хромоникелевых аустенитных сталей значительно слабее, чем у углерода, и начинает проявляться только при содержании его более 0,10-0,15 %. Вместе с тем, введение азота повышает прочность хромоникелевой аустенитной стали. Поэтому на практике применяют в этих сталях небольшие добавки азота.

Влияние содержания хрома

С повышением концентрации хрома растворимость углерода в хромоникелевом аустените уменьшается, что облегчает выделение в нем карбидной фазы. Это, в частности, подтверждается снижением ударной вязкости стали с повышением содержания хрома, что связывают с образованием карбидной сетки по границам зерен.

Вместе с тем, повышение концентрации хрома в аустените приводит к существенному снижению склонности стали к межкристаллитной коррозии. Это объясняют тем, что хром существенно повышает коррозионную стойкость стали. Более высокая концентрация хрома в стали дает меньшую степень обеднения им границ зерен при выделении там карбидов.

Влияние содержания никеля

Никель снижает растворимость углерода в аустените и тем самым снижает ударную вязкость стали после отпуска и повышает ее склонность к межкристаллитной коррозии.

Влияние легирующих элементов на структуру стали

По характеру влияния легирующих и примесных элементов на структуру хромоникелевых аустенитных сталей при высокотемпературных нагревах их разделяют на две группы:
1) ферритообразующие элементы: хром, титан, ниобий, кремний;
2) аустенитообразующие элементы: никель, углерод, азот.

Дельта-феррит в хромомолибденовой аустенитной стали

Присутствие дельта-феррита в структуре аустенитной хромоникелевой стали типа 18-10 оказывает отрицательное влияние на ее технологичность при горячей пластической деформации – прокатке, прошивке, ковке, штамповке.

Количество феррита в стали жестко лимитируется соотношением в ней хрома и никеля, а также технологическими средствами. Наиболее склонна к образованию дельта-феррита группа сталей типа Х18Н9Т (см. также ). При нагреве этих сталей до 1200 ºС в структуре может содержаться до 40-45 % дельта-феррита. Наиболее стабильными являются стали типа Х18Н11 и Х18Н12, которые при высокотемпературном нагреве сохраняют практически чисто аустенитную структуру.

Мартенсит в хромоникелевых аустенитных сталях

В пределах марочного состава в сталях типа Х18Н10 хром, никель, углерод и азот способствуют понижению температуры мартенситного превращения, которое вызывается охлаждением или пластической деформацией.

Влияние титана и ниобия может быть двояким. Находясь в твердом растворе, оба элемента повышают устойчивость аустенита в отношении мартенситного превращения. Если же титан и ниобий связаны в карбонитриды, то они могут несколько повышать температуру мартенситного превращения. Это происходит потому, что аустенит в этом случае обедняется углеродом и азотом и становится менее устойчивым. Углерод и азот являются сильными стабилизаторами аустенита.

Термическая обработка хромоникелевых аустенитных сталей

Для хромоникелевых аустенитных сталей возможны два вида термической обработки:

закалка и
стабилизирующий отжиг.

Параметры термической обработки отличаются для нестабилизированных сталей и сталей, стабилизированных титаном или ниобием.

Закалка является эффективным средством предупреждения межкристаллитной коррозии и придания стали оптимального сочетания механических и коррозионных свойства.

Стабилизирующий отжиг закаленной стали переводит карбиды хрома:

в неопасное для межкристаллитной коррозии состояние для нестабилизированных сталей;
в специальные карбиды для стабилизированных сталей.

Закалка аустенитных хромоникелевых сталей

В сталях без добавок титана и ниобия под закалкой понимают нагрев выше температуры растворения карбидов хрома и достаточно быстрое охлаждение, фиксирующее гомогенный гамма-раствор. Температура нагрева под закалку с увеличением содержания углерода возрастает. Поэтому низкоуглеродистые стали закаливаются с более низких температур, чем высокоуглеродистые. В целом интервал температуры нагрева составляет от 900 до 1100 ºС.

Длительность выдержки стали при температуре закалки довольно невелика. Например, для листового материала суммарное время нагрева и выдержки при нагреве до 1000-1050 ºС обычно выбирают из расчета 1-3 минуты на 1 мм толщины.

Охлаждение с температуры закалки должно быть быстрым. Для нестабилизированных сталей с содержанием углерода более 0,03 % применяют охлаждение в воде. Стали с меньшим содержанием углерода и при небольшом сечении изделия охлаждают на воздухе.

Стабилизирующий отжиг аустенитных хромоникелевых сталей

В нестабилизированных сталях отжиг проводят в интервале температур между температурой нагрева под закалку и максимальной температуры проявления межкристаллитной коррозии. Величина этого интервала в первую очередь зависит от содержания хрома в стали и увеличивается с повышением его концентрации.

В стабилизированных сталях отжиг проводят для перевода углерода из карбидов хрома в специальные карбиды титана и ниобия. При этом освобождающийся хром идет на повышение коррозионной стойкости стали. Температура отжига обычно составляет 850-950 ºС.

Стойкость аустенитных хромоникелевых сталей к кислотам

Способность к пассивации обеспечивает хромоникелевым аустенитным сталям достаточно высокую стойкость в азотной кислоте. Стали 12Х18Н10Т, 12Х18Н12Б и 02Х18Н11 имеют первый балл стойкости:

в 65 %-ной азотной кислоте при температуре до 85 ºС;
в 80 %-ной азотной кислоте при температуре до 65 ºС;
100 %-ной серной кислоте при температуре до 65 ºС;
в смесях азотной и серной кислот: (25 % + 70 %) и 10 % + 60 %) при температуре до 70 ºС;
в 40 %-ной фосфорной кислоте при 100 ºС.

Аустенитные хромоникелевые стали имеют также высокую стойкость к растворах органических кислот — уксусной, лимонной и муравьиной, а также в щелочах КОН и NaOH.

Термическая обработка стали - это мощнейший механизм влияния на ее структуру и свойства. Он основывается на видоизменениях в зависимости от игры температур. В различных условиях в железоуглеродистом сплаве могут присутствовать феррит, перлит, цементит и аустенит. Последний играет основную роль во всех термических преобразованиях в стали.

Определение

Сталь - это сплав железа и углерода, в котором содержание карбона составляет до 2,14% теоретически, однако технологически применимая содержит его в количестве не более 1,3%. Соответственно, все структуры, которые образовываются в ней под влиянием внешних воздействий, также являются разновидностями сплавов.

Теория представляет их существование в 4 вариациях: твердый раствор проникновения, твердый раствор исключения, механическая смесь зерен или химическое соединение.

Аустенит - это твердый раствор проникновения атома углерода в гранецентрическую кубическую кристаллическую решетку железа, именуемую как γ. Атом карбона внедряется в полость γ-решетки железа. Его размеры превосходят соответствующие поры между атомами Fe, что объясняет ограниченность прохождения их сквозь «стенки» основной структуры. Образуется в процессах температурных превращений феррита и перлита при повышении тепла выше 727˚С.

Диаграмма железоуглеродистых сплавов

График, именуемый диаграммой состояния железо-цементит, построенный экспериментальным путем, представляет собой наглядную демонстрацию всех возможных вариантов преобразований в сталях и чугунах. Конкретные температурные значения для определенного количества углерода в сплаве образуют критические точки, в которых происходят важные структурные изменения в процессах нагревания или охлаждения, они же формируют критические линии.

Линия GSE, которая содержит точки Ac 3 и Ac m , отображает уровень растворимости карбона при повышении уровня тепла.

Особенности образования

Аустенит - это структура, которая формируется в процессе нагревания стали. При достижении критической температуры перлит и феррит образуют целостное вещество.

Варианты нагревания:

Равномерное, до достижения необходимого значения, непродолжительная выдержка, охлаждение. В зависимости от характеристик сплава, аустенит может быть как полностью сформирован, так и частично.
Медленное повышение температуры, длительный период поддержания достигнутого уровня теплоты с целью получения чистого аустенита.

Свойства полученного разогретого материала, а также того, который будет иметь место в результате охлаждения. Очень многое зависит от уровня достигнутого тепла. Важно не допустить перегрев или перепал.

Микроструктура и свойства

Каждой из фаз, характерных для железоуглеродистых сплавов, свойственно собственное строение решеток и зерен. Структура аустенита - пластинчатая, имеющая формы, близкие и к игольчатому виду, и к хлопьевидному. При полном растворении углерода в γ-железе, зерна имеют светлую форму без наличия темных цементитных включений.

Твердость составляет 170-220 НВ. Теплопроводность и электропроводность на порядок ниже, чем у феррита. Магнитные свойства отсутствуют.

Варианты охлаждения и его скорости приводят к образованию различных модификаций «холодного» состояния: мартенсита, бейнита, троостита, сорбита, перлита. Они имеют похожую игольчатую структуру, однако отличаются дисперсностью частиц, размером зерен и цементитных частиц.

Влияние охлаждения на аустенит

Распад аустенита происходит в тех же критических точках. Результативность его зависит от следующих факторов:

Скорость охлаждения. Влияет на характер углеродных включений, формирования зерен, образования итоговой микроструктуры и ее свойств. Зависит от среды, которая используется в качестве охладителя.
Наличие изотермической составляющей на одном из этапов распада - при понижении до определенного температурного уровня, поддерживается стабильное тепло некоторый период времени, после чего продолжается быстрое охлаждение, или же оно происходит вместе с нагревательным устройством (печью).

Таким образом, выделяют непрерывное и изотермическое превращения аустенита.

Особенности характера преобразований. Диаграмма

С-образный график, который отображает характер изменений микроструктуры металла во временном интервале, в зависимости от степени изменения температур - это диаграмма превращения аустенита. Реальное охлаждение непрерывно. Возможны лишь некоторые фазы принудительного удержания тепла. График описывает изотермические условия.

Характер может быть диффузионный и бездиффузионный.

При стандартных скоростях снижения тепла изменение аустенитного зерна происходит диффузионно. В зоне термодинамической неустойчивости атомы начинают перемещаться между собой. Те, которые не успевают внедриться в решетку железа, формируют цементитные включения. К ним присоединяются соседние частицы карбона, высвободившиеся из своих кристаллов. Цементит формируется на границах распадающихся зерен. Очищенные кристаллы феррита образовывают соответственные пластины. Формируется дисперсная структура - смесь зерен, размер и концентрация которых зависят от стремительности охлаждения и содержания карбона в сплаве. Образуется также перлит и его промежуточные фазы: сорбит, троостит, бейнит.

При значительных скоростях снижения температур распад аустенита не имеет диффузионного характера. Происходят комплексные искажения кристаллов, внутри которых все атомы одновременно смещаются в плоскости, не меняя расположения. Отсутствие диффузионности способствует зарождению мартенсита.

Влияние закалки на особенности распада аустенита. Мартенсит

Закалка - это вид термической обработки, суть которого заключается в быстром нагревании до высоких температур выше критических точек Ac 3 и Ac m , после чего следует быстрое охлаждение. Если снижение температуры происходит с помощью воды со скоростью больше 200˚С за секунду, то образуется твердая игольчатая фаза, имеющая название мартенсит.

Он являет собой пересыщенный твердый раствор проникновения карбона в железо с кристаллической решеткой типа α. Вследствие мощных перемещений атомов она искажается и формирует тетрагональную решетку, что и выступает причиной упрочнения. Сформированная структура имеет больший объем. В результате этого кристаллы, ограниченные плоскостью, сжимаются, зарождаются игольчатые пластины.

Мартенсит - прочный и очень твердый (700-750 НВ). Образуется исключительно в результате высокоскоростной закалки.

Закалка. Диффузионные структуры

Аустенит - это формирование, из которого могут быть искусственно произведены бейнит, троостит, сорбит и перлит. Если охлаждение закалки происходит на меньших скоростях, осуществляются диффузионные превращения, их механизм описан выше.

Троостит - это перлит, для которого характерна высокая Формируется при уменьшении тепла 100˚С за секунду. Большое количество мелких зерен феррита и цементита распределяется по всей плоскости. «Закаленному» свойственен цементит пластинчатой формы, а троостит, полученный в результате последующего отпуска, имеет зернистую визуализацию. Твердость - 600-650 НВ.

Бейнит - это промежуточная фаза, которая являет собой еще более дисперсную смесь кристаллов высокоуглеродистого феррита и цементита. По механическим и технологическим свойствам уступает мартенситу, но превышает троостит. Образуется в температурных интервалах, когда диффузия невозможна, а силы сжатия и перемещения кристаллической структуры для превращения в мартенситную - недостаточно.

Сорбит - крупнодисперсная иглообразная разновидность перлитных фаз при охлаждении со скоростью 10˚С за секунду. Механичесие свойства занимают промежуточное положение между перлитом и трооститом.

Перлит - это совокупность зерен феррита и цементита, которые могут быть зернистой или пластинчатой формы. Формируется в результате плавного распада аустенита со скоростью охлаждения 1˚С за секунду.

Бейтит и троостит - более относятся к закалочным структурам, тогда как сорбит и перлит могут формироваться и при отпуске, отжиге и нормализации, особенности которых определяют форму зерен и их размер.

Влияние отжига на особенности распада аустенита

Практически все виды отжига и нормализации основаны на взаимообратном превращении аустенита. Полный и неполный отжиг применяют к Детали нагревают в печи выше критических точек Ac 3 и Ас 1 соответственно. Для первого типа характерно наличие длительного периода выдержки, который обеспечивает полное преобразование: феррит-аустенит и перлит-аустенит. После чего следует медленное охлаждение заготовок в печи. На выходе получают мелкодисперсную смесь феррита и перлита, без внутренних напряжений, пластичную и прочную. Неполный отжиг менее энергоемкий, изменяет только строение перлита, оставляя феррит практически без изменений. Нормализация подразумевает более высокую скорость снижения температур, однако и более крупнозернистую и менее пластичную структуру на выходе. Для стальных сплавов с содержанием углерода от 0,8 до 1,3% при охлаждении в рамках нормализации происходит распад по направлению: аустенит-перлит и аустенит-цементит.

Еще одним видом термической обработки, который основан на структурных превращениях, является гомогенизация. Он применим для крупных деталей. Подразумевает абсолютное достижение аустенитного крупнозернистого состояния при температурах 1000-1200˚С и выдержку в печи в период до 15 часов. Изотермические процессы продолжаются медленным охлаждением, которое способствует выравниванию структур металла.

Изотермический отжиг

Каждый из перечисленных способов влияния на металл для упрощения понимания рассматривается как изотермическое превращение аустенита. Однако каждый из них лишь на определенном этапе имеет характерные особенности. В реальности же изменения происходят при стабильном снижении тепла, скорость которого определяет результат.

Один из способов, наиболее близкий к идеальным условиям, - изотермический отжиг. Его суть также состоит в нагреве и выдержке до полного распада всех структур в аустенит. Охлаждение реализовывается в несколько этапов, что способствует более медленному, более длительному и более термически стабильному его распаду.

Стремительное понижение температуры до значения на 100˚С ниже точки Ас 1 .
Принудительное удержание достигнутого значения (помещением в печь) длительное время до полного завершения процессов образования ферритно-перлитных фаз.
Охлаждение на спокойном воздухе.

Метод применим и для для которых характерно наличие остаточного аустенита в охлажденном состоянии.

Остаточный аустенит и аустенитные стали

Иногда возможен неполный распад, когда имеет место остаточный аустенит. Это может произойти в следующих ситуациях:

Слишком быстрое охлаждение, когда полный распад не происходит. Является структурной составляющей бейнита или мартенсита.
Сталь высокоуглеродистая или низколегированная, для которой усложнены процессы аустенитных дисперсных превращений. Требует применения особенных способов термообработки, как, к примеру, гомогенизация или изотермический отжиг.

Для высоколегированных - отсутствуют процессы описываемых преобразований. никелем, марганцем, хромом способствует формированию аустенита как основной прочной структуры, которая не требует дополнительных влияний. Аустенитные стали отличаются высокой прочностью, коррозионной стойкостью и жаростойкостью, жаропрочностью и устойчивостью к сложным агрессивным условиям работы.

Аустенит - это структура, без образования которой невозможно ни одно высокотемпературное нагревание стали и которая участвует практически во всех способах ее термической обработки с целью улучшения механических и технологических свойств.

Существующие аустенитные высоколегированные стали и сплавы различают по содержанию основных легирующих элементов – хрома и никеля и по составу основы сплава. Высоколегированными аустенитными сталями считают сплавы на основе железа, легированные различными элементами в количестве до 55%, в которых содержание основных легирующих элементов – хрома и никеля обычно не выше 15 и 7% соответственно. К аустенитным сплавам относят железоникелевые сплавы с содержанием железа и никеля более 65% при отношении никеля к железу 1:1,5 и никелевые сплавы с содержанием никеля не менее 55%.

Аустенитные стали и сплавы классифицируют

по системе легирования,
структурному классу,
свойствам
и служебному назначению.

Высоколегированные стали и сплавы являются важнейшими материалами, широко применяемыми в химическом, нефтяном, энергетическом машиностроении и других отраслях промышленности для изготовления конструкций, работающих в широком диапазоне температур. Благодаря высоким механическим свойствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как хладостойкие. Соответствующий подбор легирующих элементов определяет свойства и основное служебное назначение этих сталей и сплавов (табл. 1 – 3).

Характерным отличием коррозионно-стойких сталей является пониженное содержание углерода (не более 0,12%). При соответствующем легировании и термической обработке стали обладают высокой коррозионной стойкостью при 20°С и повышенной температуре как в газовой среде, так и в водных растворах кислот, щелочей и в жидкометаллических средах.

К жаропрочным относятся стали и сплавы, обладающие высокими механическими свойствами при повышенных температурах и способностью выдерживать нагрузки при нагреве в течение длительного времени. Для придания этих свойств стали и сплавы легируют элементами-упрочнителями – молибденом и вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор, способствующий измельчению зерна.

Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100 – 1150°С. Обычно их используют для слабонагруженных деталей (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легированием алюминием (до 2,5%) и кремнием, способствующими созданию прочных и плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от контакта с газовой средой.

По системе легирования аустенитные стали делятся на два основных типа: хромоникелевые и хромомарганцевые. Существуют также хромоникельмолибденовые и хромоникельмарганцевые стали.

В зависимости от основной структуры, получаемой при охлаждении на воздухе, различают следующие классы аустенитных сталей: аустенитно-мартенситные, аустенитно-ферритные, аустенитные.

Сплавы на железоникелевой (при содержании никеля более 30%) и никелевой основах по структуре являются стабильноаустенитными и не имеют структурных превращений при охлаждении на воздухе. В настоящее время находят применение также аустенитно-боридные Х15Н15М2БР1 (ЭП380), Х25Н20С2Р1 (ЭП532), ХН77СР1 (ЭП615) и высокохромистые аустенитные ХН35ВЮ (ЭП568), ХН50 (ЭП668) стали и сплавы, основная структура которых содержит аустенит и боридную или хромоникелевую эвтектические фазы соответственно.

После соответствующей термической обработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойствами (табл. 4). В отличие от углеродистых эти стали при закалке приобретают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей разнообразны и зависят не только от их состава, но и от режимов термической обработки, степени пластической деформации и других факторов.

Положение фазовых областей на диаграммах состояния определено в основном в виде псевдобинарных разрезов систем железо – хром – никель или железо–хром–марганец (рис. 1). Железохромоникелевые сплавы непосредственно после затвердевания имеют твердые растворы видов α и γ и гетерогенную область смешанных твердых растворов α + γ . Устойчивость аустенита определяется близостью состава к границе α - и γ -области. Неустойчивость может проявляться при нагреве до умеренных температур и последующем охлаждении, когда фиксированная быстрым охлаждением аустенитная структура частично переходит в мартенситную. Увеличение содержания никеля в этих сплавах способствует понижению температуры γ → α (М) -превращения (рис. 2).

Рис. 1. Вертикальные разрезы диаграмм состояния железо–хром–никель (а) и железо–хром–марганец (б)

Рис. 2. Изменения температуры мартенситного превращения железохромоникелевых сплавов в зависимости от легирования

Неустойчивость проявляется при холодной деформации, когда стали типа 18-8 в зависимости от степени деформации изменяют свои магнитные и механические свойства (рис. 3). Кроме того, неустойчивость аустенитных сталей может вызываться выделением карбидов из твердого раствора при изменении температуры, сопровождающимся изменением концентрации углерода и хрома. Это вызывает нарушение равновесного состояния и превращение аустенита в феррит и мартенсит преимущественно по границам зерен, где наблюдается наибольшее обеднение хромом и углеродом твердого раствора.

Рис. 3. Изменение механических свойств хромоникелевой стали (18% Cr, 8% Ni, 0,17% С) в зависимости от степени холодной деформации (обжатия)

В тройной системе железохромомарганцовистых сплавов после затвердевания образуется непрерывный ряд твердых растворов с γ -решеткой и в процессе дальнейшего охлаждения в зависимости от состава сплава происходят различные аллотропические превращения. Марганец относится к элементам, расширяющим γ - область, и в этом отношении аналогичен никелю. При достаточной концентрации марганца (>15%) и хрома (<15%) сталь может иметь однофазную аустенитную структуру. Сопоставление фазовых диаграмм систем железо – хром – никель и железо – хром – марганец при высоких температурах и 20°С показывает, что аустенитная фаза в системе с никелем имеет значигельно большую площадь.

При кристаллизации хромоникелевых сталей из расплава начинают вначале выпадать кристаллы хромоникелевого феррита, имеющего решетку δ-железа (рис. 4). По мере охлаждения в δ-феррите образуются кристаллы хромоникелевого аустенита, имеющего решетку γ -железа, и сталь приобретает аустенитную структуру. Углерод в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях при температурах выше лини SE находится в твердом растворе и в виде фаз внедрения. Медленное охлаждение стали ниже линии SE приводит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического соединения – карбидов хрома типа Cr 23 C 6 располагающихся преимущественно по границам зерен. Дальнейшее охлаждение ниже линии SK способствует выпадению по границам зерен вторичного феррита. Таким образом, сталь при медленном охлаждении до 20°С имеет устенитную структуру со вторичными карбидами и ферритом.

Рис. 4. Псевдобинарная диаграмма состояния в зависимости от содержания углерода для сплава 18% Cr, 8% Ni, 74% Fe

При быстром охлаждении (закалке) распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщенном и неустойчивом состояниях.

Количество выпавших карбидов хрома зависит не только от скорости охлаждения, но и от количества углерода в стали. При его содержании менее 0,02 – 0,03%, т. е. ниже предела его растворимости в аустените, весь углерод остается в твердом растворе. В некоторых композициях аустенитных сталей ускоренное охлаждение может привести к фиксации в структуре первичного δ-феррита, предупреждающего горячие трещины.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положение фазовых областей. Хром, титан, ниобий, молибден, вольфрам, кремний, ванадий, являясь ферритизаторами, способствуют появлению в структуре стали ферритной составляющей. Никель, углерод, марганец и азот сохраняют аустенитную структуру. Однако основными легирующими элементами в рассматриваемых сталях являются хром и никель. В зависимости от их соотношения стали иногда разделяют на стали с малым (%Ni/%Cr)≤1 и большим (%Ni/%Cr)>1 запасом аустенитности.

В аустенитных хромоникелевых сталях, легированных титаном и ниобием, образуются не только карбиды хрома, но и карбиды титана и ниобия. При содержании титана Ti > [(%C–0,02)*5] или ниобия Nb > (%С*10) весь свободный углерод (выше предела его растворимости в аустените) может выделиться в виде карбидов титана или ниобия, а аустенитная сталь становится не склонной к межкристаллитной коррозии. Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей. Это свойство карбидов используют для карбидного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого в комплексе с интерметаллидным упрочнением частицами Ni 3 Ti; Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W, (N, Fe) 2 Ti и др. К интерметаллидным соединениям относят и σ-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900 – 950°С. Она обладает ограниченной растворимостью в α - и γ -твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, упрочняет сплав и одновременно резко снижает пластические свойства и ударную вязкость металла. Повышенные концентрации в стали хрома (16–25%) и элементов-ферритизаторов (молибдена, кремния и др.) способствуют образованию σ-фазы при 700 – 850°С. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (γ →α→ σ ) или преобразования δ-феррита (δ→ σ ). Однако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (γ → σ ).

В хромомарганцовистых сталях с высоким содержанием хрома и марганца при замедленном охлаждении также наблюдается выделение σ -фазы. Углерод в хромомарганцовистых и хромомарганцевоникелевых сталях приводит к дисперсионному твердению сталей после соответствующей термической обработки, особенно при совместном легировании с карбидообразующими элементами (ванадием, ниобием и вольфрамом).

Упрочнение аустенитно-боридных сталей происходит в основном за счет образования боридов железа, хрома, ниобия, углерода, молибдена и вольфрама. В соответствии с этими процессами аустенитные стали подразделяют в зависимости от вида упрочнения на карбидные, боридные и с интерметаллидным упрочнением. Однако в большинстве случаев в связи с содержанием в сталях и сплавах большого количества различных легирующих элементов их упрочнение происходит за счет комплексного влияния дисперсных фаз и интерметаллидных включений.

Таблица 1. Состав некоторых коррозионно-стойких аустенитных сталей и сплавов, %

Таблица 2. Состав некоторых жаропрочных аустенитных сталей и сплавов, %

Таблица 3. Состав некоторых жаростойких аустенитных сталей и сплавов, %

Таблица 4. Типовые механические свойства некоторых марок высоколегированных аустенитных и аустенитно-ферритных сталей и сплавов