Обоснование выбора сплавов системы Fe-Cr-Ni-л.э

Обоснование выбора сплавов системы Fe-Cr-Ni-л.э.

Основным источником упрочнения легированных сплавов на железохромникелевой основе является образование упорядоченных фаз типа А₃В. Эти фазы могут распадаться на две новые фазы типа γ' и γ''. Это явление имеет место при дополнительном легировании такими сильными карбидообразователями, как ниобий и др. Ниобий добавляют в жаропрочные сплавы для уменьшения миграции хрома из матрицы при осаждении карбидов, что позволяет избежать ухудшения механических свойств. Повышенное сродство ниобия к углероду позволяет сформировать карбидные или другие вторичные фазы, которые могут играть роль дополнительных упрочнителей [46,47].

Молибден, как известно, имеет высокую температуру плавления, т.е. обладает сильными межатомными связями, что позволяет его использовать в качестве легирующего элемента при создании жаропрочных сплавов.

Роль бора в данном сплаве имеет два аспекта. С одной стороны, введение бора тормозит переход метастабильной γ' фазы в нежелательную η-фазу, поскольку замедляет зарождение выделений по границам зерен [46, с.3; 47, p.155]. С другой стороны, присутствие бора приводит к образованию боридов или комплексной борсодержащей фазы, что может привести к упрочнению сплава, в том числе и при повышенных температурах.

Положительное влияние микродобавок бора [48,49] на свойства сталей достаточно хорошо изучены. Введение бора в очень небольших количествах (0,001-0,02%) значительно улучшает износостойкость и твердость, повышает прокаливаемость и жаропрочность, способствует измельчению зерна [50]. В некоторых работах также отмечается, что микролегирование бором способствует также и повышению пластичности [51,52] за счет образования тонкодисперсной структуры. Влияние бора можно классифицировать по двум группам:

• 
  в первом случае влияние бора проявляется в образовании комплексных упрочняющих фаз, выделяющихся по границам зерен и препятствующих движению границ, в результате чего улучшаются жаропрочность, износостойкость и др.;
  
• 
  во втором случае бор влияет на процесс кристаллизации, как горофильный элемент, увеличивает скорость образования центров
  

Практически во всех работах, посвященных исследованию влияния бора на свойства стали отмечается, что оптимальным содержанием бора в стали является его содержание, не превышающее значения предельной растворимости бора в железе [53, 54], т.е. до 0,15 % по массе.

Исходя из этих позиций, практически все рекомендации о положительном влиянии бора сводятся к микролегированию, т.к. повышение содержания бора свыше указанных пределов приводит к образованию грубых крупнодисперсных борсодержащих фаз по границам зерен, что приводит к охрупчиванию и снижению ударной вязкости. Надо отметить, что указанные тенденции влияния бора рассмотрены на примере сталей с разным содержанием углерода [55].

Анализ литературных данных по влиянию бора на жаропрочные свойства показал, что влияние бора на жаропрочные свойства сплавов, несмотря на достаточно длительную историю вопроса, остается достаточно спорным. Например, ведущий разработчик российских жаропрочных сплавов – ВИАМ – придерживается мнения, что увеличение содержания бора выше тысячных долей процента приводит к охрупчиванию сплава за счет образования боридной фазы [56-57]. Жаропрочность сплавов достигается за счет комплексного многокомпонентного легирования.

Разработчики таких классических жаропрочных сплавов, как S-816, группы RCC и SAH активно занимаются именно изучением влияния бора на показатели жаропрочности [58].

Таким образом, вопрос о влиянии бора именно на жаропрочные свойства остается достаточно спорным, хотя положительное влияние бора в определенных количествах отмечается во всех работах, что позволяет рассматривать его, как элемент для легирования жаропрочных сплавов.

Для проверки этого положения было изучено влияние микродобавок бора на предел длительной прочности опытного сплава. Количество бора в сплаве варьировалось от 0,005 до 0,5%. Состав начального сплава без введения бора указан в таблице 3.1.

Как известно, бор является химически активным элементом. Он имеет очень высокое сродство к кислороду и азоту и поэтому легко вступает во взаимодействие с даже незначительными количествами этих элементов, образуя оксиды и нитриды даже при небольших концентрациях кислорода и азота. В связи с этим основная задача при легировании бором – повысить степень его усвоения, т.е. создание условий, при которых бор не только образует комплексные фазы внедрения, но также и входит в состав твердого раствора.

Наиболее часто легирование бором проводят с помощью ферробора, который содержит значительные концентрации бора (ферробор марки ФБ20 содержит около 20% бора), но степень его усвоения в этом случае составляет около 30% [59]. Наиболее выгодно использовать комплексную лигатуру, содержащую алюминий и титан. Алюминий вводят как сильный раскислитель,

титан вводят в сплав для предотвращения образования нитридов бора, причем отмечается, что оптимальное соотношение Ti : В должно составлять 15:1. Использование такой комплексной лигатуры позволяет повысить степень перевода бора в состав твердого раствора до 93-94%. Та как опытный сплав уже содержит достаточное количество алюминия и титана, поэтому для легирования использовали ферробор марки ФБ20, состав приведен в таблице 3.1[60].

Количество ферробора для легирования рассчитывалось, исходя из степени усвоения бора 85%. В данном случае имеется некоторое противоречие с данными [61], но т.к. жаропрочность, главным образом, достигается за счет образования фаз внедрения, то влияние бора проявляется не только в составе твердого раствора, но и в составе упрочняющих фаз.

Опытную плавку проводили в индукционной печи УИП-25. Перед загрузкой хрома и затем непосредственно перед разливкой добавлялся ферросилико - алюминий в качестве раскислителя. Бор вводился в виде ферробора ФБ20.

Точное литье образцов для испытания на длительную прочность производилось с помощью обычной выплавляемой парафиновой модели. Для выплавления парафина изложницы прогревались и выдерживались при температуре 150^о. Перед разливкой изложницы нагревались до 600^о. Отливки охлаждались на воздухе до комнатной температуры. После очистки образцы проверялись на литейные дефекты, окончательная доводка поверхности образцов проводилась механической обработкой.

После плавок полученные образцы проверялись на химический состав (таблица 3.2).

Таблица 3.2. – Химический состав

После термообработки образцы испытывались на длительную прочность при температуре 700⁰С в течение 100 часов. Результаты представлены в таблице 3.3. [60, p.140]. На рисунке 3.1 приведена зависимость предела длительной прочности от содержания бора.

510

500

480

460

440

2,6786x² - 13,799x +481,6 с коэффициентом достоверности R² = 0,9143.

Как видно из данных таблиц 3.3 введение микродобавок бора вплоть до 0,5% практически не влияет на предел длительной прочности. Лишь при увеличении содержания бора до 0,495% приводит к заметному повышению предела длительной прочности на 9,4%, с 469 до 498 МПа по сравнению с эталоном.

Отсутствие эффекта при введении микродобавок бора в данный сплав можно объяснить следующими обстоятельствами. В рассмотренных исследованиях благотворное влияние микродобавок бора проявлялось, в

основном, в сталях. В опытном сплаве присутствует большое содержание хрома, также присутствуют другие элементы, образующие комплексные упрочняющие фазы – Ti, Nb, Mo, Al, содержание которых в несколько раз превышает количество вводимого бора. По всей видимости, в данном сплаве эффект влияния микродобавок бора на предел длительной прочности незначителен по сравнению с эффектом воздействия упрочняющих фаз. Лишь в случае увеличения содержания бора почти до 0,5% наблюдается заметное увеличение предела длительной прочности. Увеличение содержания бора до 0,5% почти в 5 раз превышает предел растворимости бора в железе, соответственно при таком избыточном по сравнению с предельной растворимостью содержании бора неизбежно образование борсодержащих фаз внедрения, которые и способствуют повышению предела длительной прочности.

В связи с этим исследовалась[60, p.141] микроструктура сплавов (рисунок 3.2) с содержанием бора 0%, 0,006%, 0,215% и 0,495% (образцы 1, 2, 5 и 6 соответственно).

а б в

В сплавах с 0,006% и 0,215% бора микроструктура не носит принципиально новый характер, матрица представлена аустенитоподобной фазой с включениями фаз внедрения. Небольшое отличие наблюдается в более отчетливой структуризации, что уже отмечалось ранее [49, p.245]. В этом очевидно проявляется влияние бора, который, как известно, способствует зарождению центров кристаллизации. Этим можно объяснить пластинчатое строение по типу перлита в отдельных участках микроструктуры.

Рисунок 3.3– Микроструктура сплава с 0,495% В (а – Х 200, нетравленый; б – Х 500 после травления)

Проведенные исследования показали [60] целесообразность легирования бором от 0,5%. Содержание бора выше 1%, по всей видимости, нежелательно, т.к. может привести согласно [56, с.10] к падению ударной вязкости за счет выпадения крупнодисперсной фазы.

Для получения в структуре опытного сплава оптимального фазового состава, который обеспечивает необходимый комплекс характеристик, требуется моделирование фазового состава, позволяющее оценить влияние л.э. и температуры на фазовый состав в первом приближении.

В качестве объекта исследования использовался сплав на основе системы Fe-Cr-Ni. Отличительной особенностью предложенного сплава является легирование ниобием и молибденом в присутствии небольшого количества бора. В виде базового сплава для вариации химического состава использовали наиболее известный литейный жаропрочный сплав на никелевой основе ВЖЛ12Б.

При выборе состава металлической системы на основе железа, хрома и никеля для исследования в качестве жаропрочных материалов были приняты во внимание три фактора:

• 
  обнаружение областей концентраций химических элементов, при которой предел образования σ – фазы будет при температурах ниже 700°С;
  
• 
  стремление к гетерогенности структуры;
  

2. 
   
   жүктеу/скачать 5,98 Mb.
   
   Достарыңызбен бөлісу: