Диссертация Ариновой С. К.+. pdf
Влияние легирующих элементов на жаропрочность сплава
жүктеу/скачать 5,98 Mb.
|
Dissertatsiya-Arinovoj-S.K. (pdf.io)
Влияние легирующих элементов на жаропрочность сплаваКак известно, разрушение сплава при повышенных температурах объясняется ослаблением межатомных связей, что соответственно приводит к диффузионной ползучести материала. Для того, чтобы сделать сплав жаропрочным необходимо стабилизировать структуру, и привести к минимуму деформационные процессы, протекающие при высоких температурах. Для решения таких проблем сплавы упрочняют легирующими элементами, которые повышают прочность, стабильность кристаллических связей, увеличивает размер зерна, замедляют диффузионные процессы. Наряду с этим, жаропрочность сталей и сплавов определяется химическим составом и структурой, поэтому для достижения указанных целей традиционно легируют такими элементами, как: Cr, Ni, W, V, Mo, Nb, Co, Si, Al, Ti и др. Такая широкая номенклатура легирующих элементов объясняется тем, что от промышленных сплавов требуется наряду с жаропрочностью, также жаростойкость и высокая технологичность. Большинство жаропрочных сплавов характеризуются сложным химическим составом. Имеется до 15 значимых элементов [18], присутствие которых позволяет упрочнять раствор и в то же время усиливать осаждение матрицы и границ зерен. Легирующие элементы можно разделить на пять основных групп, в зависимости от их влияния на формирование микроструктуры и свойств (рисунок 1.3) [19]: упрочняющие матрицу элементы: Fe, Ni, Co, Cr, Mo, W и V; элементы, образующие интерметаллические фазы типа γ ': Ni3(Al, Ti) и γ "- Ni3,Nb - Al, Ti, Nb и Ta; элементы, повышающие стойкость к окислению: Cr, Al и La; элементы, которые влияют на границы зерен: B, C, Zr и Hf; вредные примеси: Si и Mn. Некоторые элементы, относящиеся к числу карбидообразующих, образуют в сплаве карбиды и карбонитриды, а также бориды и карбобориды. К первой группе легирующих компонентов, вводимых в основном для упрочнения твердого раствора γ, чаще всего относятся [20]: Cr (12 ÷ 22%), Мо (до 6%), W (до до 3%) и Со (до 20%). Вторая группа элементов вводится для образования интерметаллических фаз типа γ', таких как фазы Ni3(Al, Ti), и / или типа γ ", таких как Ni3Nb, а для стимулирования осадков - Ti (до 3%), Al (до 1,2%), Nb (до 5%), а иногда и Ta (до 0,5%). Рисунок 1.3- Взаимодействие легирующих элементов на основе железа и никеля Третья группа добавок, целью которых является повышение стойкости к окислению при высоких температурах, - это Cr (12 ÷ 22%) и алюминий (до 5,5%). Четвертая группа, то есть элементы, добавленные для улучшения пластичности границ зерен и сопротивления ползучести, включает микродобавки B, Zr и V [21]. Микроприсадки бора и циркония сегрегируют к границам зерен, уменьшают энергию их несоответствия и влияют на морфологию карбидов и интерметаллических фаз. Добавление ванадия улучшает устойчивость к надрезу при повышенных температурах и деформируемость сплавов в горячем состоянии. Деформируемость сплавов также может быть увеличена за счет небольшого содержания, от 0,01% до 0,05%, магния или редкоземельных металлов (РЗМ). Сплавы на основе железа нового поколения содержат элементы из лантаноидных и актинидных групп (например, La, Th и Y), которые улучшают устойчивость сплавов к высокотемпературному окислению [22]. Известно, что увеличение содержания растворимых элементов повышает сопротивление ползучести растворителя и что введение небольших добавок различных растворимых элементов часто дает лучшие результаты, чем введение такого же количества одного растворимого элемента. Таблица 1.3 - Влияние отдельных компонентов на свойства стали
Выпадение второй фазы из насыщенного твердого раствора сопровождается дальнейшим заметным повышением сопротивления ползучести. Сопротивление ползучести также значительно зависит от условий обработки на твердый раствор. Так, изменение температуры этой обработки существенно влияет на величину сопротивления ползучести. Это явление обычно связывается с изменением величины зерна. Крупное зерно, образующееся в результате обработки при высоких температурах, уменьшает скорость ползучести при постоянных условиях испытания. Однако последующая термообработка, которая определяет характер выпадения избыточной фазы, также имеет важное значение для понимания характера влияния структуры на ползучесть. Также стоит отметить, что кроме легирования при термической обработке сплавов должны быть получены: высокая степень гомогенизации твердого раствора и максимально возможный уровень совершенства кристаллической решетки матрицы; округлые частицы упрочняющих фаз по границам зерен, что препятствует проскальзыванию по границам зерен и сравнительно слабо понижает пластичность [24]. Необходимо отметить, что легирующие элементы действуют не изолированно на жаропрочные свойства сплавов, а влияние происходит комплексно, поскольку системы многокомпонентные. Если одни легирующие элементы способствуют упрочнению твердого раствора, другие обусловливают образованию фаз, выделению карбидов. Анализ двойной диаграммы состояния Fe-Cr Фазовая диаграмма системы Fe - Сг приведена на рис. 1.4. Хром и железо неограниченно растворимы друг в друге в широком интервале температур. Хром стабилизирует о.ц.к. (α -фаза, рис. 1.4) модификации железа и образует с этой модификацией непрерывные ряды твердых растворов. Область твердых растворов хрома в г.ц.к. железа - узкая (γ -фаза, рис. 1.4). Хром снижает температуру полиморфного α↔γ превращения железа от 910 до 8300 С. При дальнейшем увеличении содержания хрома эта температура резко возрастает. При содержании в сплавах 50% Сr и температуре 815°С происходит фазовая перекристаллизация α-твердого раствора с образованием так называемой σ - фазы. Реакция α ↔ σ (сигма фазы) протекает крайне медленно [25] Фаза σ обладает сложной тетрагональной структурой. Фазы σ, как правило, обладают достаточно широкими областями гомогенности. Условия образования сигма- фазы подробно обсуждаются в работе [26]. Рисунок 1.4 – Диаграмма состояния железо-хром Хром до содержания его в железе около 6,6 мас.% снижает температуру полиморфного превращения железа с 911 °С до 846 °С. Ниже 550ºС твердый раствор α и σ-фаза становятся неустойчивыми и расслаиваются на два твердых раствора (богатых и бедных хромом) с о. ц. к. решеткой. В отсутствие σ-фазы расслоение α-твердого раствора начинается при более высокой температуре. Твердые растворы α и σ фаза при понижении температуры становятся менее устойчивыми и должны распадаться на твердые растворы с меньшим и большим содержанием хрома. Температурный интервал стабильности σ-фазы соответствует 440-820 °С [25]. Анализ двойной диаграммы состояния Fe-Ni Исследованию системы Fe-Ni посвящено достаточное количество исследований. Введение никеля в железо способствует сильному понижению критических точек превращения γ↔α. γ-Fe и никель образуют между собой непрерывный ряд твердых растворов. Никель, растворяясь в железе, повышает температуру γ↔δ-превращения от 1390 до 1512°С; при этой температуре протекает перитектическая реакция δ+ж↔γ. Сплавы системы кристаллизуются в узком интервале температур, не превышающем 10 - 15°С. Кривые ликвидус и солидус для сплавов с содержанием 5,9-100 % (ат.). Равновесная концентрация никеля в α-твердом растворе на основе железа при понижении температуры возрастает и при 300°С достигает ~7,5 % (ат.). С понижением температуры значительно расширяется двухфазная область α+γ, и при 300 °С граница (α+γ)/γ располагается при 56 % (ат.) Ni. [27]. Рисунок 1.5 – Диаграмма состояния железо-никель Присадка никеля к железу и к железохромистам сплавам замедляет превращение γ ↔ α, сильно уменьшает скорость реакции. Введение небольших количеств никеля увеличивает прокаливаемость сталей, а в больших количествах повышение содержания никеля приводит к получению устойчивых при комнатных и при высоких температурах аустенитных сталей, не имеющих превращения γ ↔ α [28]. Кристаллическая структура сплавов системы характеризуется тремя основными типами структур: α – твердый раствор на основе α - Fe (о.ц.к.), γ – твердый раствор на основе γ – Fe, тип упорядоченных фаз FeNi3 [29]. Анализ двойной диаграммы состояния Cr –Ni Хромоникелевые сплавы, содержащие 60 - 85 % Cr, представляют интерес с точки зрения улучшения некоторых свойств. Однако обработка этих сплавов чрезвычайно сложная, так как они практически не подвергаются ковке. Применение точного литья из-за высокой температуры плавления этих сплавов является почти невозможной. Во избежание затруднений, встречающихся при использовании сплавов с высоким содержанием хрома, исследовались сплавы с содержанием в диапазоне 35 – 55 % Cr. Рисунок 1.6– Диаграмма состояния Cr – Ni Как видно из рисунка 1.6, эти сплавы способны упрочняться благодаря выделению α – и γ – фаз и могут термически обрабатываться с образованием разнообразных структур. Сплавам, содержащим более 50 % Cr, присуще образование в литом виде сплошной сетки α – фазы, которая при неправильном распределении ведет к понижению ковкости и ударной вязкости. Анализ тройной диаграммы состояния Fe-Cr-Ni Сопротивляющиеся ползучести Fe-Ni суперсплавы представляют собой в основном сплавы Fe-Ni-Cr с рядом добавленных элементов, которые образуют твердые растворы замещения и внедрения, и вводятся для того, чтобы обеспечить твердый раствор и дисперсионное упрочнение матрицы. Равновесные фазы в сплавах Fe-Ni зависят, в основном, от содержания трех основных элементов, то есть Fe, Cr и Ni. Анализ фазового состава при температуре 10500 С и 6500 С показывает, что сплавы Fe- Cr -Ni с содержанием 13 ÷ 22% Cr, 15 ÷ 42% Ni и 36 ÷ 60% Fe, имеют структуру разупорядоченного твердого раствора γ с правильной ГЦК- структурой [30]. Рисунок 1.7 -Изотермическое сечение системы Fe-Cr-Ni при температуре а) 1050ºС; б) 650°С Повышение содержания хрома, наоборот, уменьшает область существования γ-фазы. В системе Ni–Fe–Cr σ-фаза появляется в широком интервале составов. σ-фаза обладает ограниченной растворимостью в α- и γ- твердых растворах и выделяется в сплавах никеля с железом и хромом при температурах приблизительно 900 – 950°С. Выделяясь в ряде случаев по границам зерен, она приводит сплав к большей хрупкости. Присадка ферритообразующих элементов (Cr, Ti, Аl и др.) ускоряет образование σ-фазы, а присадка аустенитообразующих элементов (N, С и др.) замедляет ее выделение. В таблице 1.4 приведены фазы, идентифицированные в сплавах на основе железа и никеля. Таблица 1.4- Фазы, идентифицированные в сплавах на основе железа и никеля [31-32]
жүктеу/скачать 5,98 Mb. Достарыңызбен бөлісу:
|