Закалка аустенитной стали. Высоколегированных аустенитных сталей и сплавов

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

Таблица 2

Таблица 3

Таблица 4

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.

Аустенитные жаропрочные стали применяют для изготовления клапанов двигателей, лопаток газовых турбин и других «горячих» деталей реактивных двигателей - в основном для работы при 600- 700 °С.

Все аустенитные жаропрочные стали содержат большое количество хрома и никеля, а также добавки других элементов.

Аустенитные жаропрочные стали обладают рядом общих свойств - высокой жаропрочностью и окалиностойкостью, большой пластичностью, хорошей свариваемостью, большим коэффициентом линейного расширения. Тем не менее по сравнению с перлитными и мартенситными сталями они менее технологичны: обработка давлением и резанием этих сплавов затруднена; сварной шов обладает повышенной хрупкостью; полученное вследствие перегрева крупнозернистое строение не может быть исправлено термической обработкой, так как в этих сталях отсутствует фазовая перекристаллизация. В интервале 550-600 °С эти стали часто охрупчиваются из-за выделения по границам зерна различных фаз.

Аустенитные стали могут быть разделены на две группы:

1) не упрочняемые, термической обработкой, т. е. не склонные к дисперсионному твердению (условно назовем их гомогенными, хотя на самом деле они содержат вторые фазы, но в количествах, не вызывающих сильного эффекта старения):

2) упрочняемые термической обработкой и применяемые после закалки + отпуск. Упрочнение создается благодаря выделению карбидных, карбонитридных или йнтерметаллидных фаз. Способность к старению обусловлена наличием некоторых элементов (кроме хрома и никеля) в количествах, превосходящих предел растворимости.

Хром и никель - основные легирующие компоненты этих сталей. Первый определяет окалиностойкость, а никель - устойчивость аустенита. При недостатке никеля возможно частичное образование -фазы, что ухудшает жаропрочность.

Состав наиболее важных аустенитных жаропрочных сталей приведен в табл. 67. Стали первой (гомогенной) группы применяют как жаропрочные и как нержавеющие, поэтому более подробно о них будет изложено в следующей главе, здесь же мы ограничимся данными об их окалиностойкости и жаропрочности (см. табл. 68, 69).

Продолжительная выдержка при рабочих температурах (500- 700 °С) охрупчивает сталь из-за выделения избыточных фаз по границам зерен (рис. 336) и образования так называемой -фазы (сигматизация), представляющей собой интерметаллид типа Эти превращения протекают весьма медленно.

Стали второй группы, в отличие от первой, нестабильны и склонны к упрочнению вследствие распада твердого раствора (вязкость при этом снижается).

Термическая обработка этих сталей заключается в закалке при 1050-1100°С в воде и отпуске - старении при 600-750 °С. Этот отпуск - старение вызывает повышение твердости вследствие

Таблица 67. (см. скан) Состав аустенитных жаропрочных сталей (ГОСТ 5632-72), %

Рис. 336. Микроструктура аустенитиой жаропрочной стали, а - после закалки; б - после старения при 650 °С

дисперсионного твердения: избыточные фазы при старении выделяются преимущественно по границам зерен (см. рис. 336).

Конечно, цель такой термической обработки - повышение жаропрочности; аустенитные стали второй группы обладают жаропрочностью

более высокой, чем гомогенные аустенитные стали, что объясняется тонким распределением второй фазы, однако это является преимуществом только при кратковременных сроках службы; при длительных сроках службы избыточная упрочняющая фаза скоагулирует, и тогда гомогенные сплавы могут превзойти по жаропрочности дисперсионно твердеющие.

Это видно из сопоставления данных, приведенных в табл. 68 и 69.

Таблица 68. (см. скан) Свойства некоторых аустенитных сталей (гомогенных)

Таблица 69. (см. скан) Жаропрочные свойства некоторых дисперсионно твердеющих аустенитных сталей

Кроме этих сталей более или менее широкого назначения, имеются аустенитные жаропрочные стали более узкого применения: для литых деталей высокой окалиностойкости (детали печей, например реторты), листовой обшивочный материал, подвергаемый нагреву и т. д.

Составы некоторых из этих специальных жаропрочных и окалиностойких сплавов с указанием их окалиностойкости приведены в табл. 62.

Аустенитые стали (см. табл. 1,2) применяют для изготовления деталей газовых турбин, клапанов двигателей, баков, труб и других деталей, работающих при температурах 500-700°С. Жаропрочные стали легированы хромом, никелем и являются одновременно коррозионностойкими.

Аустенитные стали подразделяют на неупрочняемые при термической обработке (нестареющие) и упрочняемые при термической обработке (стареющие) аустенитные стали.

К нестареющим аустенитным жаропрочным сталям относят стали типа 12Х18Н9Т, 12Х18Н10Т, 12Х18Н12Т.

Стареющие аустенитные стали обычно являются более сложнолегированными, например: 37Х12Н8Г8МФ5 (ЭИ481), 45Х14Н14В2М (ЭИ69) и т. п.

По способу упрочнения их подразделяют на аустенитные стали с карбидным упрочнением и аустенитные стали с интерметаллидным упрочнением.

В не упрочняемых аустенитных сталях хром вводится для придания ей коррозионной стойкости (на поверхности образуется плотная окисная пленка Cr O ), никель для получения аустенитной структуры, титан – для предотвращения межкристаллитной коррозии, которая нарушает связь между зернами и делает сталь непригодной к эксплуатации. Если в сталях нет титана (или ниобия), то в ней образуются карбиды хрома, которые при нагреве закаленной стали до 500-700°С выделяются по границам зерен, и устойчивость стали против коррозии падает. При введений титана образуются карбиды титана TiC, что исключает выделение карбидов хрома и возникновение межкристаллитной коррозии. Термическая обработка сталей заключается в нагреве до температур 1050-1100°С с последующим охлаждением в воде. Структура после закалки состоит из зерен аустенита с наличием двойников и небольшого количества карбидов TiC. Используется сталь для деталей выхлопных систем, труб, а также полуфабрикатов в виде листа и сортовой стали. Температура окалинообразования 850°С. Длительная жаропрочность стали при 600°С и выдержке 100000 ч составляет 110 МПа.

Химический состав сталей аустенитного класса с карбидным упрочнением 37Х12Н8Г8МФВ, 45Х14Н14В2М приведен в табл. 1.

Хром и молибден повышают температуру рекристаллизации и, следовательно, жаропрочность стали благодаря образованию карбидов и предохраняют сталь от окисления. Никель, расширяя -область, вводится для получения аустенитной структуры. Марганец применяется в качестве аустенитообразующего, для частичной замены никеля и увеличения устойчивости аустенита.

Ниобий и титан являются очень эффективными карбидообразователями. Содержание ниобия обычно небольшое (0,1-0,2%). Титан и ниобий используют для связывания углерода, как и в хромоникелевых нержавеющих сталях, во избежание межкристаллитной коррозии, а также для получения природного мелкого зерна.

Длительная жаропрочность при температуре испытаний 600°С и выдержке в течение 100 ч составляет 400 МПа. Структура стали после закалки с 1140°С в воде состоит из крупных зерен аустенита и небольшого количества карбидов: VС, NbC. Монокарбиды выделяются чаще всего по границам зерен в виде крупных включений неправильной формы.

Аустенитная сталь с карбидным упрочнителем 45Х14Н14В2М имеет в структуре от 2-2,6% вольфрама. Вольфрам так же, как титан и ниобий, в нержавеющих сталях предотвращает интерметаллидную коррозию. Поведение остальных элементов аналогично предыдущей стали. Структура стали после отжига при 820°С состоит из мелких зерен аустенита и большого количества карбидов. Температура закалки стали составляет 1175°С. Чем выше температура закалки, тем сталь становится более жаропрочной, но менее пластичной и вязкой. Это, по-видимому, объясняется более полным растворением карбидов в аустените, большей его устойчивостью, а также крупнозернистой структурой. После закалки в воде структура стали состоит из крупных зерен аустенита и небольшого количества карбидов. В авиадвигателестроении сталь применяется для изготовления выхлопных клапанов поршневых двигателей, лопаток компрессора последних ступеней реактивных двигателей, деталей трубопроводов.

Жаропрочные стали с интерметаллидным упрочнителем (10Х11Н20Т3Р, 10Х11Н23Т3МР) (см.табл. 1,2). Для повышения жаропрочности их легируют хромом, молибденом, вольфрамом с добавками алюминия, титана или ниобия и тантала. Титан и алюминий образуют основную упрочняющую g¢-фазу (Ni Ti или Ni TiAl). Молибден легирует твердый раствор, повышая энергию межатомной связи. Бор упрочняет границы зерен аустенита. Упрочняющая термообработка этих сталей состоит из закалки и старения (см. табл. 2). Стали используются для изготовления камер сгорания, дисков и лопаток турбин, а также сварных конструкций, работающих при температурах до 700°С.

Аустенитные стали отличаются большой пластичностью, хорошо свариваются, однако по сравнению с перлитными сталями труднее обрабатываются давлением и резанием.

Жаропрочные сплавы на железоникелевой основе (ХН35ВТ, ХН35ВТЮ и др.) дополнительно легированы хромом, титаном, вольфрамом, алюминием, бором; упрочняются закалкой и старением. Их применяют для изготовления турбинных лопаток и дисков, колец соплового аппарата и других деталей, работающих при температурах до 750°С.

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

Выше определённого содержания марганца, никеля или некоторых других элементов γ-состояние существует как стабильное от комнатной температуры до температуры плавления. Такие высоколегированные железные сплавы называют аустенитными сталями. В отличие от других железных сплавов аустенитные стали (и ферритные) не имеют превращений при нагревании и охлаждении . Поэтому термическую обработку для упрочнения аустенитных сталей не применяют.

К хладостойким аустенитным сталям также относятся хромомарганцевые стали (аустенитные стали, в которых никель полностью или частично заменён марганцем); стабильные аустенитные хромоникельмарганцевые стали с азотом (аустенитные стали, одновременно легированные хромом, никелем и марганцем) и метастабильные аустенитные стали .

Лит.:

1. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - УДК669.0(075.8)
2. Иванов В.Н. Словарь-справочник по литейному производству. – М.: Машиностроение, 1990. – 384 с.: ил. ISBN 5-217-00241-1
3. Солнцев Ю.П., Пряхин Е.И., Войткун Ф. Материаловедение: Учебник для вузов. - М.: МИСИС, 1999. - 600 с. - УДК 669.017