Влияние хрома, никеля, кремния и алюминия на жаростойкость сталей (стр. 2 из 3). Влияние хрома и никеля на свойства стали

Примеси в стали: случайные

Случайными примесями в сталях считают химические элементы в ней, которые не добавлялись специально в сталь, в том числе, косвенно, например, при раскислении стали, и которые нельзя удалить простыми металлургическими процессами. По-английски их называют «residual elements», что можно было бы перевести как «остаточные элементы».

К этим примесям не относят так называемые «постоянные» примеси – углерод, марганец, кремний, серу и фосфор. Содержание постоянных примесей обычно присутствует в любом сертификате качества на сталь. Содержание случайных примесей контролируют только для специальных сталей.

Случайные примеси в сталях

К случайным примесям в сталях в первую очередь относятся:

медь;
никель;
мышьяк;
свинец;
олово;
сурьма;
молибден;
хром.

Присутствие в стали этих примесных элементов может значительно влиять на их механические свойства. Поэтому понятно, что необходимо выявить и оценить влияние – неблагоприятное или полезное – этих примесей, чтобы держать их содержание в стали в приемлемых пределах.

Случайные примеси в стали – или, по крайней мере, некоторые из них – оказывают влияние на технологические процессы и режимы – от разливки стали до окончательного отжига, а также, возможно, на все их механические свойства.

Необходимо четко отделять те примеси, которые влияют на сталь потому что находятся в твердом ее растворе – это:

молибден,
хром,
никель

и те из них, которые влияют через свою сегрегацию по различным границам, в первую очередь, по границам зерен – это:

олово,
мышьяк и
сурьма.

Влияние случайных примесей на технологию

Ниже представлены возможные металлургические влияния различных примесей в стали на технологические процессы ее производства и конечные свойства стальных изделий.

Молибден, хром и олово влияют на рекристаллизацию и усилия прокатки при производстве горячекатаных стальных лент.
Все случайные примеси оказывают влияние на превращение аустенита в феррит и прокаливаемость стали.
Цинк и олово снижают пластичность при горячей деформации.
Молибден, хром и олово влияют на процесс рекристаллизации при отжиге стали.
Медь, никель, мышьяк и олово неблагоприятно влияют на качество поверхности горячекатаной и травленой стальной полосы. Причина – усугубление явления красноломкости стали.
Сурьма, олово и мышьяк способствуют охрупчиванию сталей по границам зерен. Особенно это касается смотки стальных лент, а также отжига низкоуглеродистых сталей.

Все случайные примеси в стали отрицательно влияют на механические свойства листовой стальной продукции – лент, листов, плит.

Случайные примеси в стали могут оказывать неблагоприятное влияние на процессы нанесения металлических покрытий – горячих и электролитических.

Молибден, хром, медь и никель отрицательно влияют на свариваемость быстрорежущих сталей.

Стальном лом – источник случайных примесей в стали

Случайные примеси попадают в сталь с примесями руды, кокса, флюсов и стального лома. Стальной лом считается самым главным источником таких примесей. Наиболее часто встречаются следующие примеси: медь, никель, хром, молибден и олово. Приемлемые пределы содержания этих примесей в стали зависят главным образом от требований к изделиям, на изготовление которых идет данная сталь.

Основной проблемой переплавки стального лома является именно контроль уровня нежелательных элементов – примесных элементов, чтобы обеспечивать необходимую чистоту стали, которая требуется производителями стальных изделий. В настоящее время большинство сталей составляют низкоуглеродистые и низколегированные стали и стали для сверхглубокой вытяжки. Свойства этих сталей очень чувствительны к содержанию примесей. Поэтому в листовом прокате из таких сталей содержание меди и никеля ограничено 0,2 %; хрома – 0,1 %; молибдена и олова – 0,03 %.

Влияние случайных примесей на свойства стали

Хотя влияние случайных примесей на свойства может быть весьма незначительным, иногда даже малое изменение в некоторых свойствах может значительно повлиять на уровень брака стальных изделий с особыми требованиями. Общепринято, что увеличение содержания примесей в стали влияет на различные свойства сталей следующим образом.

Прочность и твердость стали повышается с увеличением содержания меди, никеля, молибдена олова и сурьма. Хром по-разному влияет на стали: в одних случаях повышает ее, а в других снижает.

Пластичность стали однозначно снижается с увеличением содержания меди, молибдена и олова. Никель и хром могут по-разному влиять на пластические свойства стали.
Степень деформационного упрочнения стали снижается с увеличением содержания всех примесей.
Ударная вязкость стали повышается с увеличением содержания меди и никеля, снижается с увеличением содержания молибдена и олова.
Прокаливаемость стали повышается с увеличением содержания меди, никеля и хрома. Другие примеси или не оказывают влияния на прокаливаемость, или оказывают на нее слабое влияние.
Свариваемость сталей снижается с увеличением содержания всех примесей.
Коррозионная стойкость сталей повышается с увеличением содержания меди, никеля, хрома и олова.
Повышение содержания в стали олова и сурьмы приводит к усугублению отпускной хрупкости стали.

Источник: www.totalmateria.com

steel-guide.ru

Влияние хрома, никеля, кремния и алюминия на жаростойкость сталей

При сравнительно низких температурах степень легирования не оказывает сильного влияния на окалиностойкость, и потери с окалиной описываются кривой

рисунок 6a . Только при повышенных температурах, при достаточной диффузии элементов, можно ожидать образования защитного слоя. Во времени (рисунок 6б) прежде всего образуется богатая железо начальная окалина, в которую диффундирует легирующий элемент и образует собственный окисел (точка с). При этом легирующий элемент в ряде случаев даже восстанавливает железо из начальной окалины. В дальнейшем процесс образования окалины происходит по кривой b. Процесс на отрезке а’ – с часто протекает настолько быстро или даже при более низких температурах, что этот участок не всегда заметен. Переход от a к b происходит не в одной точке, а некотором интервале температур. При высоких температурах скорость окисления может оказаться столь высокой, что диффузия легирующих элементов будет недостаточной для поддержания защитного слоя в окалине. Переход d, происходящий в некотором интервале температур, часто связан с местными нарушениями сплошности защитного слоя. Нарушение сплошности защитного слоя может происходить из-за механического растрескивания, если увеличения слоя окалины не соответствует уменьшению слоя металла. В области с образуется защитный слой и эта область перекрывает область d, в которой при большей продолжительности нагревания образуются «розочки». При дальнейшем повышении степени легирования наступает полная окалиностойкость.

Рисунок 6 – Образование окалины:

a – железистая трехслойная окалина;

а’ – железистая начальная окалина; b – бедный железом защитный слой из окисла легирующего элемента; с – возникновение защитного слоя из начальной окалины; d – усиленная местная окалина (образование розочек).

При многократном повторении процесса окисления сплав постепенно обедняется легирующими элементами. Окалиностойкость может уменьшаться.

Влияние хрома. Хром – как легирующий элемент, обеспечивающий высокую жаростойкость.

При рабочей температуре 9000 С для достаточной окалиностойкости сплав должен содержать не менее 10% Cr, а при рабочей температуре 11000 С – не менее 20-25% Cr. При более высоком содержании хрома следует учитывать образование двухфазной области из окислов NiO и Cr2 O3 , а в окалиностойких сплавах – образование стабильной и плотной шпинельной фазы

, в которой процессы диффузионного обмена протекают очень медленно.

Важно, что окалиностойкость, столь существенно зависящая от состава стали или сплава, не зависит от его структуры, т.е. это свойство структурно нечувствительное.

Данные рисунка 7 отражают образование окалины на хромистой стали. При 30% Cr и 12000 С, например, наблюдается такая же окалиностойкость, как при 9 – 10% Cr и 9000 С.

Рисунок 7 – Влияние хрома на образование окалины на воздухе

при температурах от 900 до 12000 С, продолжительность нагрева 220 ч

Эта связь между температурой и содержанием хрома справедлива для окислительной среды; при менее агрессивных средах и при более низких температурах для создания полной окалиностойкости оказываются достаточными более низкие содержания хрома.

Стали с 1,7% Сr, ввиду высокого содержания хрома стали типа Х17, можно применять и как жаростойкие (окалиностойкие) при рабочих температурах не выше 900°С.

В хромистых сталях повышение длительной прочности достигается при легировании титаном, цирконием, танталом.

Влияние никеля. Жаростойкие никелевые сплавы обладают повышенным сопротивлением окислению на воздухе при 850 – 11000 С и предназначаются для изготовления газопроводов, камер сгорания, форсажных камер и других узлов и деталей авиационных двигателей и установок. По химическому составу эти сплавы, за редким исключением, представляют собой малоуглеродистые Ni – Cr, Ni – Cr – Fe или Ni – Cr – W – Fe – твердые растворы, легированные Si, Al, Ti и др.

Имея в основном структуру твердых растворов, жаростойкие никелевые сплавы мало упрочняются термической обработкой и, следовательно, обладают сравнительно невысокими показателями прочности и жаропрочности. Жаростойкие никелевые сплавы имеют повышенное удельное электрическое сопротивление, поэтому некоторые из них (Х15Н60, Х20Н80 и др.) используют в качестве элементов сопротивления лабораторных и промышленных нагревательных печей, работающих при температурах до 11000 С. Такие никелевые сплавы, как ХН60Ю, ХН78Т и др. способны воспринимать упрочняющую термическую обработку. Иногда жаростойкие никелевые стали содержат небольшие добавки церия и бария. Эти сплавы более долговечны.

Исследование жаростойкости различных нихромов (Х10Н90, Х20Н80, Х30Н70, Х40Н60, Х50Н50) показали, что наибольшей жаростойкостью обладают сплавы Х30Н70 и Х20Н80, на которых образуются защитные окисные пленки типа шпинели.

К сплавам на никелевой основе относятся сплавы, содержащие не менее 50 % Ni, основная структура которых является твердым раствором хрома и других легирующих элементов в никеле (содержание железа не более 6–8 %).

Никель редко применяется в чистом виде, но его сплав с хромом и молибденом широко используется для высокотемпературных деталей и элементов конструкций. Такой сплав характеризуется высоким сопротивлением ползучести и высокой коррозионной стойкостью в диапазоне температуры от 800 до 11000 C. Типичное применение хромомолибденовых сплавов никеля – лопатки турбин и другие высокотемпературные компоненты.

Влияние кремния. Кремний может образовывать окалиностойкие слои кремневой кислоты или силикатов железа.

Своеобразный часто наблюдающийся ход температурной зависимости окалинообразования кремнистой стали (рисунок 8) обусловлен некоторой пористостью защитного слоя, которая уменьшается при повышении температуры.

Рисунок 8 – Температурная зависимость при образовании окалины

в кремнистой стали при окислении на воздухе, продолжительность нагрева 12 ч

При более низкой температуре для образования защитного слоя требуется больше времени. Выше 800 – 9000 С наступает усиленная потеря веса вследствие образования окислов железа.

Основная роль кремния в улучшении жаростойкости связана с формированием на границе металл окалина подслоя Fe2 SiO4 или SiO2 . Последний термодинамически весьма стабилен и при его образовании снижается скорость контролируемой стадии окисления, какой является диффузия катионов металла через пленку окислов.

Силицирование применяют для деталей, работающих при повышенных температурах. Температура 1100-12000 С. Глубина слоя достигает 0,8 мм, но продолжительность около суток. Если испытать газовую фазу, то в качестве газовой фазы используют Sih5 - моносилан.

Силицирование чаще проводят одновременно с насыщением детали Al, этот процесс называют алюмосилицированием. В результате на поверхности образуется FeAl интерметаллидная фаза и Al2 O3 , FeAl2 O4 . Это позволяет дополнительно повысить жаростойкость детали.

Влияние алюминия. Алюминий повышает жаростойкость.

Стали, содержащие алюминий в пределах 3-6% имеют при 800о С высокую жаростойкость, тогда как при 900о С все испытанные стали, независимо от концентрации алюминия, обладают пониженной стойкостью. Стали без алюминия и содержащие менее 3% алюминия при 900о С окисляются с очень большой неконтролируемой скоростью, что не позволило получить для них количественной оценки жаростойкости.

Учитывая ограниченные возможности легирования стали алюминием повышение жаростойкости стали достигнуто введением алюминия в меньших (допустимых пределах при одновременном повышении содержания кремния до 1,6-1,9%.Значение алюминия в повышении окалиностойкости проявляется в изменении защитных свойств окислов других элементов, входящих в состав стадии. Замещена часть трехвалентных ионов железа или марганца в окисле типа шпинели, алюминий снижает его проницаемость. Наиболее эффективно влияние алюминия на снижение скорости высокотемпературного окисления, когда он образует собственный окисел Al2 O3 , обладающий высокими защитными свойствами.Выводы: определение жаростойкости показало, что от высокотемпературного окисления хорошо защищают сталь хромирование (до 800—9000 С) и алитирование (вплоть до 10000 С). Металлографические исследования показали, что при температурах 500—6000 С алитированные и хромированные слои хорошо сохраняются. Однако при повышении рабочей температуры наблюдается утонение слоев, а затем и разрушение их. В местах разрушения слоя происходит интенсивное выгорание углерода с поверхностных слоев металла.

mirznanii.com

Никель — Свойства - Энциклопедия по машиностроению XXL

Закономерное влияние хрома и никеля на свойства пассивных сплавов проявляется и в зависимости скорости растворения в пассивной области от состава сплавов. С ростом содержания хрома в сплаве Ре—Сг величина этой скорости в серной кислоте снижается (рис. 11) I 51,52, 86], особенно резко при переходе к сплавам с 13% хрома. Введение и последующее увеличение содержания никеля сопровождается уменьшением скорости растворения хромистой стали в пассивном состоянии [50,54,56,86]. Скорость растворения пассивных сплавов никель-хром в серной кислоте снижается с ростом содержания хрома в сплаве до 15 ат.% и практически не изменяется при дальнейшем повышении концентрации хрома (рис. 12) [ 57]. За- [c.26] Оптимизация содержания никеля. Влияние содержания никеля на свойства сплавов Fe—0,5А1, отожженных при 823 К и испытанных при 77 К, показано на рис. 2. Улучше- [c.252]

В точном приборостроении и в некоторых других отраслях техники часто встречается необходимость в материале с заданным, а в некоторых случаях с особо низким коэфициентом линейного термического расширения, не зависящим от колебаний температуры окружающей среды. Элементом, наиболее сильно влияющим на эту физическую константу, является никель. Это свойство никеля обусловливает широкое его применение в железоникелевых сплавах с нормированными коэфициентами линейного расширения. Минимум термического расширения (в интервале 0 —100° С) наблюдается при содержании 30 /о N1 (фиг. 19). [c.501]

Растекаемость серебряных припоев по коррозионно-стойкой стали можно улучшить введением в них никеля. Оптимальными свойствами обладают припои, легированные 3—5 % Ni рекомендуется следующий состав припоя 65 % Си, 30 % Ag, 5 % КЧ. Температура плавления припоя 830— 900 °С 16, 12]. [c.238]

Zr уменьшает размер зерна в 80-100 раз. Кроме того, Zr и Мп значительно уменьшают вредное влияние примесей железа и никеля на свойства сплавов. [c.628]

Цирконий и церий оказывают модифицирующее действие на структуру сплавов магния. Особенно эффективно модифицирует цирконий. Добавка 0,5 - 0,7 % Zr уменьшает размер зерна магния в 80 - 100 раз. Это объясняется структурным и размерным соответствием кристаллических решеток Mg и Ziq, (ГП с периодами а = 0,3223 нм, с = 0,5123 нм). Кроме того, цирконий и марганец способствуют устранению или значительному уменьшению влияния примесей железа и никеля на свойства сплавов. Они образуют с этими элементами промежуточные фазы большой плотности, которые при кристаллизации выпадают на дно тигля, очищая тем самым сплавы от вредных примесей. [c.375]

Никель — Механические свойства 218 [c.1058]

СПЛАВЫ ОЛОВО — НИКЕЛЬ Структура, свойства и применение [c.170]

Ш металлов наибольшую чувствительность имеет никель, однако, свойства его недостаточно стабильны для измерительных це- [c.171]

Влияние хрома, марганца и никеля на свойства феррита проявляется более значительно после термической обработки. Это объясняется тем, что они в отличие от других элементов оказывают влияние на скорость полиморфного у —> а-превращения железа, уменьшая ее (понижают температуру точки Лз). Поэтому при медленном охлаждении безуглеродистого легированного железа (С охлаждении превращение Ре.у — Ред происходит по мартенситному механизму безуглеродистый аустенит превращается в безуглеродистый мартенсит с типичным игольчатым строением. При этом имеет место фазовый наклеп, увеличивается плотность дислокаций, измельчается блочная структура. В результате твердость увеличивается до 350 НВ. [c.215]

Вязкость снижают те элементы, которые сильно искажают при растворении кристаллическую решетку (фиг. 176, б). Это происходит потому, что строение у них электронных оболочек и их атомные диаметры существенно отличаются от строения атома железа и его атомного диаметра (51, Мо). Отсюда понятно и благоприятное влияние никеля на свойства феррита. [c.280]

Несмотря на полезное влияние никеля на свойства стали, применение его при производстве сталей стремятся ограничить из-за дефицитности и дороговизны. [c.158]

Марганец подобно никелю повышает предел прочности и твердость. Но в отличие от никеля пластические свойства стали с повышением содержания марганца ухудшаются. В связи с этим в котлостроительных сталях содержание марганца ограничивается обычно 0,5—0,8%. [c.429]

Хром улучшает прочность на растяжение, твердость и стойкость против окисления. На хромистых цементуемых сталях получаются очень твердые, износостойкие цементованные слои, поэтому такие стали особенно пригодны для изготовления поршневых пальцев и распределительных валов. Стали с высоким содержанием хрома и низким содержанием углерода устойчивы против коррозии и не восприимчивы к химическим воздействиям. При добавлении никеля эти свойства еще больше усиливаются, но сталь становится аустенитной, т. е. уже не закаливаемой. Важными присадками являются ванадий и алюминий. При изготовлении стали они служат главным образом раскислителями. Ванадий повышает вязкость сталей. Алюминий применяется для получения особо высокой твердости в азотируемых сталях. [c.290]

Нижнее отклонение — Определение 641 Никель — Механические свойства 792 [c.894]

Физические свойства сплавов меди с никелем аналогичны свойствам соответствующих латуней. Механические свойства хорошо сохраняются при повышенных температурах. [c.203]

Влияние никеля на свойства стали неоднозначно. В ферритных и низкоуглеродистых сталях никель повышает запас вязкости, причем тем сильнее, чем выше его содержание и чем ниже содержание углерода. При этом уменьшается порог хладноломкости стали. Имеются данные [И, 14, 63], что при повышении содержания углерода, а также увеличении суммарного содержания легирующих элементов в стали [c.15]

Никель — дефицитный и дорогой легирующий элемент и поэтому в тех случаях, когда условия работы конструкции позволяют, используют стали с пониженным его содержанием или без-никелевые хромистые стали. В сплавах на железоникелевой основе содержание никеля еще выше, чем в хромоникелевых сталях. В никелевых сплавах никель служит основой, а железо — легирующей присадкой. Эти сплавы благодаря своим свойствам находят применение в ответственных конструкциях, работающих в сложных и специфических условиях. [c.279]

Железные металлы — железо, кобальт, никель (так называемые ферромагнетики) и близкий к ним по свойствам мар-г кец. Кобальт, никель и марганец часто применяют как добавки к сплавам железа, а также в качестве основы для соот- [c.15]

Ввиду высокого содержания легируюш,их элементов и низкого содержания углерода охлаждение при закалке можно осуществлять с любой скоростью без опасения образования не-мартенситных продуктов превращения аустенита. В наиболее распространенной по составу стали типа стареющий мартенсит с мартенситное превращение начинается при 150—200°С и заканчивается практически полностью (мартенситное превращение заканчивается в области отрицательных температур, для этих сталей требуется обработка холодом, но, правда, свойства получаются более высокие (см. дальше). [c.394]

За последние годы широко используются стали экономнолегированные никелем со свойствами, близкими к свойствам стал,ей типа 18—8 и стали с молибденом (S, 13--16]. [c.102]

Установлено, что с увеличением содержания хрома в-сплавах на основе никеля защитные свойства пленок, образующиеся на поверхности образцов, улучшаются ЕГО 1. Однако увеличение его массовой доли выше 20. .. 25 % никаксжо дополнительного положительного эффекта не дает. Коррозионно-электрохимическое исследование сплавов с содержанием хрома от 6,5 до 83 % и никеля от 0,1 до 20 %, а также железа и хрома в эвтектической смеси сульфатов лития, натрия, калия при 898 К показал , чж анодные потенциостатические кривые имеют участии, ат-вечшощие пассивному состоянию этих сплавов. [c.386]

Тахшм образом, регулятор напряжения должен поддерживать напряжение генератора повышенным в холодном состоянии и пониженным в нагретом состоянии. Такую 1 орректировку работы регулятора выполняет магнитный шунт. Он изготовлен из сплава железа (70%) и никеля (30%). Свойства этого сплава таковы при [c.203]

Конструкционные сплавы на основе меди и никеля. Механические свойства меди и ее сплавов при низких температурах приведены в табл. 14. Как видно из данных таблншл, при снижении температуры от нормальной до 77 К пределы прочности и текучести возрастают, а пластичность изменяется в зависимости от состава сплава. Ударная вязкость при понижении температуры остается практически стабильной. При низких температурах никель имеет хорошие прочностные характеристики, но по различным технологическим и экономическим причинам чаще используют его сплавы с медью. [c.40]

Влияние хрома, марганца и никеля на свойства феррита проявляется более значительно после термической обработки. Это объясняется тем, что они в отличие от других элементов оказывают влияние на скорость полиморфного 7- -а-превращения железа, уменьшая ее (понижают температуру точки Лз). Поэтому при медленном охлаждении безуглеродистого легированного железа (Сохлаждении превращение Fe.j,->Fe происходит по мартенситному меха низму безуглеродистый аустенит превращается в бе-зуглеродистый мартенсит с типичным игольчатым строе- [c.219]

Проведенные в ИЭС им. Е. О. Патона исследования применительно к стали 12ХМ показали перспективность рафинирования и микролегирования основного металла церием, алюминием и титаном, а также повышенного легирования хромом и дополнительного легирования марганцем и никелем. Механические свойства металла шва можно повысить, дополнительно легируя его небольшими количествами циркония и применяя флюс АН-22 взамен флюса АН-8. При этом повышение механических свойств достигается в основном за счет улучшения первичной и вторичной [c.564]

Никель широко используется в качестве электроосаждаемой подложки для хрома при хромировании деталей, усиливая защиту против коррозии тонкого поверхностного слоя хрома. В последние годы значительный интерес проявляется к изготовлению из никеля деталей сложной формы с малым допуском на размеры с помощью метода гальванопластики — высокоскоростного электроосаждения. Электроосажденис никеля и свойства электроосажденных покрытий, содержащих никель, более подробно обсуждаются в разделе 7.7. [c.135]

Во многих водных растворах никель пассивируется в широкой области значе-нпп pH. Механизм пассивации никеля и свойства пассивного металла широко изучались (может быть даже шире, чем аналогичные свойства других элементов, за исключением железа). Несмотря на это, а. может быть, наоборот, именно из-за этого ие существует никакого согласия относительно механизма пассивации никеля, состава и толщины пассивного слоя. Ранние исследования пассивации никеля стимулировались применением никелевых анодов в щелочных аккумуляторах и проводились главным образом в щелочпы.х средах. В последнее же время виимаиие было направлено на изучение пассивапии никеля в кислых растворах. [c.139]

Стандартный потенциал никеля заметно положительнее, чем железа, т. е. термодинамически он более устойчив. Склонность пассивироваться у него средняя и тоже выше, чем у железа, а характер зависимости скорости коррозии от pH (см. табл. 32) указывает на его большую ще-лочноупорность, что обусловлено малой растворимостью Ni (ОН) 2 и отсутствием у никеля амфотерных свойств. [c.295]

Характер развития атмосферной коррозии во времени для разных металлов заметно различен в значительной мере вследствие неодинаковых защитных свойств продуктов коррозии, образующихся на различных металлах. Свинец и алюминий образуют хорошую защитную пленку из продуктов коррозии, и кривая зависимости величины коррозии от времени имеет затухаюпщй логарифмический характер (рис. 179). Для меди, олова и, особенно, для никеля защитные свойства продуктов коррозии не- [c.348]

В первом случае хрупкость, связанная с крупным зерном, представляет опасность не только для околошовной зоны, но и для металла сварного шва. В некоторой степени она может быть уменьшена, если применять сварочные материалы, даюн ,ие состав металла швов, который при сварочных скоростях охлаждения позволяет получить не чисто ферритную структуру, а с некоторым содержанием мартенситной составляющей. 9то возможно при сварке сталей, содержащих Сг 18%, и достигается введением в металл шва углерода, азота, никеля, марганца. В зависимости от свойств такого закаленного при сварке металла шва выбирают и реячим последующей термообработки. Обычно появление такой гетерогенной структуры снижает коррозионную стойкость сварных соединений в ряде химически агрессивных сред. [c.274]

Вьссоколегированные аустенитные стали имеют повытттеипое содержание основных легирующих элементов — хрома п ниг(еля (обычно не ниже 16 и 7% соответственно), придающих им соответствующую структуру и необходимые свойства (табл. 72). Для сокращения в1.1соколегированн1.1е стали можно обозначать в соответствии с содержанием основных легирующих элементов циф-ралги, например 18-8, 25-20 и др. Первая цифра обозначает содержание хрома, вторая — никеля. [c.279]

После соответствующей термообработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойствами (табл. 73). В отличие от углеродистых при закалке эти стали приобретают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей очень разнообразны и зависят в основном от их химического состава, т. е. содержания основных элементов хрома (ферритизатора) и никеля (аустенити-затора). Иа структуру влияет также содерялегирующих элементов-ферритнзаторов (Si, Мо, Ti, А1, Nb, W, V) и аустенитизатороп (С, Со, Ni, Сн, Nn, В). [c.281]

К чу1 унам относятся сплавы железа с углеродом, содержание которого превышает 2,11% (2,14%). В отих сплавах обычно присутствует так/ке кремний и некоторые количества марганца, серы н фосфора, а иногда и другие элементы, вводилнле как легирующие добапк и для гсрндания чугуну определенных свойств. К числу таких легирующих эле.ментоп можно отнести никель, хром, магний и др. [c.321]

Специальные свойства никеля жаропрочность, высокая корро-зпоитгая стойкость, высокое электросопротивление — обусловили достаточно широкое применение технического никеля марок от П-О до П-4, в котором количество примесей ие прев].ппает 2,4% (а — 30- -77 кгс/мм ) б == 2- 50% в зависимости от термообработки и степени деформации), к)иeль- eгалла (53—( iO% Ni 27 — 29% Си 2—3% Fe 1,2—4,8% Ми), а также группы жаропрочных сплавов. [c.360]

Некоторые металлы (железо, кобальт, никель) отличаются специфическими магнитными свойст1ва1Ми, например сиособио-стыо хорошо иамагничиваться. Эти свойства называются ферромагнитными. Однако при нагреве ферромагнитные [c.58]

На рис. 280 показаны изменения свойств феррита (твердость, ударная вязкость) при растворении в нем различных элементов. Как видно из диаграмм, хром, молибден, вольфрам упрочняют феррит меньше, чем никель, кремний и марганец. Молибден, вольфрам, а также марганец и кремний (при иали- [c.349]

Приведенные на рис. 280 данные относятся к медленно охлажденным сплавам. Свойства феррита, содержащего в растворе кремний, молибден или вольфрам, практически не зависят от того, как охлаждался сплав — быстро или медленно, тогда как твердость феррита, легированного хромом, марганцем и никелем, после быстрого охлаждения оказывается более высокой, чем после медленного охлаждення. [c.351]

Понижение порога хладноломкости и увеличение содер ка-ния волокна (%) в изломе приводит к поеышепию механических свойств. Наиболее простым решением вопроса является введение в сталь никеля, элемента, — понижающего температуру перехода в хладноломкое состояние и поэтому увеличивающего долю волокна в изломе в высокояроч.нон стали. В связи с этим улучшаются вязкие свойства, однако в обычных сталях нельзя увеличить содержание никеля свыше 4%, так как появляется остаточный аустенит (имеющий пониженную прочность, а продукты его распада пониженную вязкость), понижается то1Ч,ка A i и нельзя провести высокий отпуск. Решение задачи применения высоконикелевой стали состояло в одновременном легировании стали никелем и кобальтом. Кобальт повышает мартенситную точку (рис. 303) и уменьшает поэтому количество остаточного аустенита (рис. 303,6). Одновременно кобальт повышает точку A i и позволяет провести операцию высокого отпуска. [c.392]

mash-xxl.info

Влияние хрома, никеля, кремния и алюминия на жаростойкость сталей - Реферат

2 Влияние хрома, никеля, кремния и алюминия на жаростойкость сталей

Под жаростойкостью (окалиностойкостью) сталей и сплавов принято понимать стали и сплавы, обладающие стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах выше 5500 С и работающие в ненагруженном и слабонагруженном состоянии.

Жаростойкие стали применяются в паровых котлах, газотурбинных установках, авиационных двигателях, печах и печных конвейерах – всюду, где температура может составлять 400–14000 C. Самой важной характеристикой таких сталей является сопротивление ползучести при высоких температурах. Важное значение имеет также сопротивление окислению (окалиностойкость). Жаростойкие сплавы предназначены для использования в машиностроении, самолетостроении, ракетостроении, теплоэнергетики, металлургии и многих других отраслей промышленности.

В металлургии жаростойкую сталь используют для изготовления тиглей для соляных и металлических ванн. Эти тигли изнутри подвергаются действию расплава, а снаружи – окалинообразованию при нагреве. Кроме того, из этой стали изготовляют изделия, подвергающиеся в процессе эксплуатации воздействию металла или солей.

Жаропрочные сплавы должны быть и жаростойкими, в противном случае они быстро «сгорают», т.е. превращаются в окалину из-за быстрого окисления и детали их них выходят из строя. Наоборот, жаростойкие сплавы не всегда бывают жаропрочными. Например, жаростойкие высокобериллиевые и алюминиевые бронзы не относятся к числу жаропрочных медных сплавов; то же можно сказать относительно высокохромистых железных и никелевых жаростойких сплавов типа фехраль, нихром и др.

Жаростойкость характеризует сопротивление металла окислению при высоких температурах.

Как происходит окисление? Начальная стадия окисления стали – чисто химический процесс. Но дальнейшее течение окисления – уже сложный процесс, заключающийся не только в химическом соединении кислорода и металла, но и в диффузии атомов кислорода и металла через многофазный окисленный слой. При плотной оксидной пленке скорость нарастания окалины определяется скоростью диффузии атомов сквозь толщину окалины, что в свою очередь зависит от температуры и строения оксидной пленки.

С повышением температуры скорость окисления возрастает (рисунок 1) и резко при 5700 С, когда вместо плотных оксидов типа Fe2 O3 и Fe3 O4 образуется рыхлый оксид FeO. Особенно низкое сопротивление окислению имеют тугоплавкие металлы и их жаропрочные сплавы, предназначенные для работы при температурах выше 1100 – 12000 С. Исключение составляют жаропрочные сплавы хрома с рабочими температурами 700 – 11500 С и выше, однако они имеют другие существенные недостатки.

Рисунок 4 – Влияние температуры на скорость окисления железа

Проблема защиты жаропрочных сплавов от окисления решается несколькими путями.

Основной из них заключается в легировании элементами, которые благоприятным образом изменяют состав и строение окалины. Так, в результате внедрения в сталь соответствующих количеств хрома, алюминия или кремния, обладающих большим сродством к кислороду, чем железо, в процессе окисления на поверхности образуются плотные окислы Cr2 O3 , Al2 O3 или SiO2 , диффузия сквозь которые проходит с трудом. Образовавшаяся тонкая пленка из этих оксидов затрудняет процесс дальнейшего окисления.

Чем выше содержание хрома, алюминия или кремния в стали и тем выше может быть рабочая температура.

Более эффективен и другой путь в случае тугоплавких металлов и их жаропрочных сплавов – нанесение специальных защитных покрытий, поскольку истинно жаростойкие сплавы тугоплавких металлов, как правило, не жаропрочны, отличаются повышенной хрупкостью и не поддаются обработке давлением.

Взаимосвязь между важнейшими свойствами жаропрочных сплавов на основе тугоплавких металлов можно иллюстрировать наглядной схемой (рисунок 2).

Рисунок 5 – Взаимосвязь между важнейшими свойствами сплавов

тугоплавких металлов

Один и тот же сплав не может одновременно сочетать в себе такие противоречивые характеристики, как высокая жаропрочность, сопротивление окислению и технологичность (например, деформируемость при обработке давлением). Например, сплав 1 обладает хорошим сопротивлением окислению, но маложаропрочен и плохо деформируется; наоборот, сплав 2 отличается высокой жаропрчностью, удовлетворительной деформируемостью, но имеет низкую жаростойкость и т.д.

Легирующие элементы в сплавах могут быть по отношению к кислороду либо более благородными, либо менее благородными, чем железо. При действии кислорода расплав обогащается вследствие окисления железа элементами первой группы; наоборот, элементы второй группы преимущественно сами окисляются и тем самым предохраняют железо от окисления. Такое влияние легирующих элементов сохраняется в сплавах и в твердом состоянии.

При окислении твердых растворов железа, содержащих элементы, окисляющиеся легче железа, можно наблюдать обогащение окалины соответствующими элементами, если имеется достаточно времени для протекания диффузии. Если нагревать железохромистые, железоалюминиевые, железокремнистые сплавы в окислительной атмосфере на высокие температуры таким образом, чтобы окисление происходило не слишком быстро и чтобы легирующие элементы могли диффундировать по объему сплава, то можно установить обогащение слоя окалины хромом, алюминием, кремнием. В результате диффузии при соответствующих условиях окисления может образоваться защитный слой окислов, как это видно из таблицы 2.

Таблица 2 – Состав окалины на окалиностойких сплавах при нагревании их на воздухе

Состав сплавов, %

Температу-ра нагрева 0 С

Анализ окалины

23,7

30 – 40

7,5

70 – 60

1200

1000

84,5% Al2 O3 ; 3,4% Cr2 O3 ; 2% Fe2 O3

~ 10% Cr2 O3 ; ~ 90% NiO; немного NiOCr2 O3

~ 80% Cr2 O3 ; ~ 20% NiO; немного NiOCr2 O3

< 90% Cr2 O3 ; > 10% NiO; немного NiOCr2 O3

Защитные покрытия для тугоплавких металлов и их жаропрочных сплавов должны удовлетворять целому ряду требований, поэтому проблема защиты этих материалов от окисления является одной из важнейших.

В таблице 3 приведены составы сталей и сплавов, применяемых как жаростойкие. Предельная температура эксплуатации указана в таблице и показывает температуру, выше которой сплав не должен нагреваться при работе во избежание быстрого окисления. Поскольку повышение предельной температуры эксплуатации создается за счет дорогого легирования, то следует точно определять температурные условия работы металла и выбирать по справочным данным жаростойкий сплав.

Таблица 3 – Составы и применение некоторых жаростойких сталей

(ГОСТ 5632 – 72)

Марка стали

Ока-лино-стой-кость

0 С

Содержание элементов, %

Прочие

При-меча-

ние

12Х17

15Х25Т

12Х18Н9

10Х23Н18

12Х25Н16Г7АР

ХН32Т

ХН45Ю

ХН78Т

15Х25ТЛ

30Х24Н12СЛ

15Х25Н19С2Л

900

1050

850

1050

1100

1300

1150

1050

1150

0,12

0,15

0,12

0,10

0,12

0,05

0,1

0,12

0,1-0,2

0,4

0,2

0,8

0,7

0,8

0,5-1,2

0,5-1,5

2-3

0,8

0,7

0,5-0,8

0,3-0,8

0,5-1,5

16-18

24-27

17-19

22-25

23-26

19-22

15-17

19-22

28-27

22-26

23-27

8-10

17-20

15-18

30-34

44-46

Основы

11-13

18-20

;">Ti 5C – 0,9

0,3 – 0,45 Ni

0,01 В

0,25 – 0,6 Ti

2,9 – 3,9 Al

0,15 – 0,35 Ti

0,15 Al

0,4 – 0,8 Ti

Лист, пруток

Лист, пруток,

трубы

То же

Лист, пруток

То же

Лист, пруток,

трубы

То же

Лист, пруток

Литые детали

То же

Примечание. Основа всех сплавов – железо, кроме сплава ХН78Т, основа которого никель (< 6 % Fe).

Процессы, протекающие при образовании окалины в легированной стали, можно пояснить с помощью схем (рисунок 6).

Рисунок 6 – Образование окалины:a – железистая трехслойная окалина;

Влияние хрома. Хром – как легирующий элемент, обеспечивающий высокую жаростойкость.

Рисунок 7 – Влияние хрома на образование окалины на воздухе

при температурах от 900 до 12000 С, продолжительность нагрева 220 ч

В хромистых сталях повышение длительной прочности достигается при легировании титаном, цирконием, танталом.

Влияние кремния. Кремний может образовывать окалиностойкие слои кремневой кислоты или силикатов железа.

Рисунок 8 – Температурная зависимость при образовании окалины

в кремнистой стали при окислении на воздухе, продолжительность нагрева 12 ч

Влияние алюминия. Алюминий повышает жаростойкость.

Учитывая ограниченные возможности легирования стали алюминием повышение жаростойкости стали достигнуто введением алюминия в меньших (допустимых пределах при одновременном повышении содержания кремния до 1,6-1,9%. Значение алюминия в повышении окалиностойкости проявляется в изменении защитных свойств окислов других элементов, входящих в состав стадии. Замещена часть трехвалентных ионов железа или марганца в окисле типа шпинели, алюминий снижает его проницаемость. Наиболее эффективно влияние алюминия на снижение скорости высокотемпературного окисления, когда он образует собственный окисел Al2 O3 , обладающий высокими защитными свойствами. Выводы: определение жаростойкости показало, что от высокотемпературного окисления хорошо защищают сталь хромирование (до 800—9000 С) и алитирование (вплоть до 10000 С). Металлографические исследования показали, что при температурах 500—6000 С алитированные и хромированные слои хорошо сохраняются. Однако при повышении рабочей температуры наблюдается утонение слоев, а затем и разрушение их. В местах разрушения слоя происходит интенсивное выгорание углерода с поверхностных слоев металла.

Механизмы защитного действия оксидных пленок, образующихся на металлических покрытиях и на жаростойких сплавах, аналогичны, поэтому при выборе состава жаростойких покрытий можно учитывать достаточно подробно разработанные принципы легирования стали. Для повышения окалиностойкости

в сталь добавляют легирующие элементы, обладающие большим сродством к кислороду, чем железо. Такими элементами чаще всего являются хром, алюминий, кремний, которые образуют на поверхности при нагреве тонкую, плотную пленку окислов, надежно защищающую металл от дальнейшего окисления. Жаростойкость практически не зависит от структуры металла, а определяется химическим составом. Увеличение процентного содержания хрома, алюминия, никеля или кремния, образующих плотные окислы Cr2 О3 , A12 О3 , NiO, SiО2 , обусловливает повышение жаростойкости и уровня рабочих температур. Лучшие результаты обычно получают при комбинированном легировании.

Литература

1 Ощепков Б.В., Решетников С. А., Чуманов И. В. Конструкция и проектирование электропечей. «Учебное пособие» – Челябинск, 1995 г. – 51 с.

2 Егоров А. В. Расчет мощности и параметров электроплавильных печей. – Москва, 2000 г. – 120 с.

3 Гуляев А.П. Металловедение. – Москва: «Металлургия», 1986 г. – 544 с.

4 Захаров М.В., Захаров А.М. Жаропрочные сплавы. – Москва: «Металлургия», 1972 г. – 384 с.

5 Гудремон Э. Специальные стали. – Москва: «Металлургия», 1966 г. –

736 с.

6 www. krugosvet. ru

7 www. naukaspt.ru/spravochniki

8 www.hardprom.ru

www.litsoch.ru

Никель — Влияние на структуру

Последующая после травления обработка стали в растворе сульфата никеля оказывает влияние на структуру сцепляющего слоя, образующегося на границе раздела сталь—эмаль, особенно, если травление проведено в озонированных растворах серной кислоты. [c.120]

Восстановление кобальта с достаточной скоростью как при восстановлении никеля, протекает при повышенных температурах (90— 95 °С) Включения фосфора в покрытия кобальтом оказывают важное влияние на структуру и свойства покрытия на их магнитные характеристики Свойства Со—Р-покрытия зависят от физико-химических параметров процесса его получения таких как значение pH состав раствора, температура и др [c.53]

Следовательно, по влиянию на структуру воздействие никеля имеет некоторую аналогию с марганцем увеличение его содержания приводит к торможению диффузионного распада аустенита, появлению аустенито-мартенситной структуры, наблюдается [c.74]

Влияние никеля. Присадка никеля к железохромистым сплавам оказывает благоприятное влияние на структуру, прочностные характеристики и окалиностойкость в окислительной среде (рис. 357). Только в среде сероводорода или сернистого газа никель может оказать отрицательное влияние. [c.653]

Углеродистыми называют стали, которые содержат марганец, кремний, хром, никель в количествах не более 0,3—0,5%, фосфор, серу — не более 0,05%, а кислорода — около 0,01%. Эти примеси в указанных количествах называются нормальными они обусловлены металлургическими процессами при выплавке стали в печах, а также составом шихты и обычно не оказывают существенного влияния на структуру и свойства стали. [c.186]

I Было исследовано влияние титана (0—0,5%), ванадия (0,1—1,0%), хрома (до 13%), кремния (до 2%), марганца (до 18%), молибдена (до 1,0 /6), никеля (до 18%) и бора (0,002—0,004%) на структуру, [c.5]

Наплавка № 92 марки ГН1 имеет структуру, состоящую из избыточных карбидов и ледебурита. Такой же структурой обладает наплавка № 95 марки СР1. Испытания показали, что содержание никеля в материалах данной группы не оказывает существенного влияния на износостойкость. [c.46]

Все элементы, растворяющиеся в железе, изменяют устойчивость феррита и аустенита. По характеру влияния на полиморфные превращения все элементы могут быть разделены на две группы. Элементы первой группы никель, марганец, медь, азот — расширяют область устойчивого состояния аустенита. При содержании этих легирующих элементов выше определенного количества сталь в интервале от комнатной температуры до перехода в жидкое состояние имеет структуры легированного аустенита. Такая сталь называется аустенитной. [c.49]

Все элементы, растворяющиеся в железе, изменяют устойчивость феррита и аустенита. По характеру влияния на полиморфные превращения все элементы могут быть разделены на две группы. Элементы первой группы расширяют область устойчивого состояния аустенита. Они способствуют повышению критической точки Л4 и снижению точки A3. К этой группе относятся никель, марганец, медь, кобальт и азот. На рис. 82, а показана условная диаграмма состояния железа и одного из элементов первой группы. Левая ордината на диаграмме соответствует чистому железу. Содержание элемента, расширяющего область устойчивого аустенита, возрастает слева направо. По диаграмме состояния видно, что при содержании легирующего элемента свыше определенного процента сталь от комнатных температур до линии солидуса имеет структуру аустенита. Такая сталь называется аустенитной. Для придания аустенитной структуры сталь обычно легируют никелем или марганцем. [c.160]

Вследствие сильного воздействия ядерного облучения на кристаллическую структуру оно оказывает большое влияние на свойства металлов и сплавов. Например, грубо приблизительно, сильное облучение нейтронами увеличивает твердость простых конструкционных сталей на 40%, нержавеющей стали на 100%, никеля на 140%, циркония на 100%. [c.469]

Для приближенного определения характера структуры обычно пользуются диаграммой Шеффлера, предварительно подсчитав эквивалеитпые содержания никеля и хрома. На структуру этих сталей оказывает влияние также термообработка, пластическая деформация н другие факторы. По )тому положение фазовых областей на диаграммах состояния определено для немногих систем в виде псевдобинарн1,[х разрезов тройных систем, обычно Fe—Сг—Ni с углеродом. [c.281]

Легирующие элементы, присутствующие в стали, оказывают влияние на структуру цементуемого слоя, механизм его образования и скорость диффузии. В случае цементации сталей, легированных карбидообразующими элементами, при температуре диффузии возможно образование двухфазного слоя из аустенита и карбидов глобулярной формы. При этом аустенит обедняется углеродом и карбидообразующнми элементами (Сг, Мп, Ti) и на поверхности после закалки образуются пемартенситные структуры, способствующие снижению твердости и особенно предела выносливости. Суммарная концентрация углерода на поверхности цементированного слоя сталей, легированных карбидообразующими элементами, может достигать 1,5—2,0 % и более. Карбидообразующие элементы (Сг, Мп, Мо, W и др.) увеличивают энергию активации Q, уменьшают коэффициент диффузии углерода в аустените. Никель и кобальт повышают коэффициент диффузии углерода в аустените. Однако на толщину слоя, легирующие элементы в том количестве, в котором они присутствуют в цементуемых сталях, практически не влияют. [c.233]

В связи с изготовлением биметаллических вкладышей начала успешно применяться новая группа высоколегированных алюминиево-оловянных сплавов. Особенностью этих сплавов (99,5% олова и 0,5% алюминия) является наличие в их структуре большого количества мягкой, легкоплавкой эвтектики, механические и физические свойства которой весьма близки к чистому олову. Антифрикционные свойства высокооловянистых алюминиевых сплавов близки к свойствам баббитов. Конструкционная прочность подшипника из такого сплава обеспечивается стальной основой, а усталостная прочность в большой мере — состоянием алюминиевого сплава с оловом. Рядом исследований показано, что от размера, количества и характера распределения оловянистой составляющей двойных и более легированных сплавов в значительной мере зависят их антифрикционные и механические свойства, особенно усталостная прочность. С увеличением содержания олова в сплавах наблюдается тенденция к образованию междендритной и межэеренной непрерывной сетки олова. Эту тенденцию в некоторой области концентрации можно устранить применением повышенной скорости кристаллизации, а также путем добавок никеля и меди. При содержании олова около 20% и более оловянистая эвтектика образует непрерывную сетку при всех условиях охлаждения и легирования. Большое влияние на структуру сплава оказывает режим термической обработки. В случае применения отжига выше температуры рекристаллизации сплава (350° С) оловянистая эвтектика в сплавах, содержащих даже менее 20% олова, распределяется в форме непрерывной сетки. Как показали исследования, применением холодной деформации с последующей рекристаллизацией можно добиться дискретного распределения оловянистой эвтектики в сплавах, содержащих до 30% олова. При этом характер и величина включений оловянистой фазы зависят от степени холодной деформации и температуры отжига. Чем выше первая и ниже вторая, тем более дискретна структура сплава. В случае дискретной формы оловянистой фазы усталостная прочность сплавов значительно возрастет, превышая усталостную прочность свинцовистых бинарных бронз. Антифрикционные свойства сохраняются на высоком уровне и характеризуются низким коэффициентом трения с высокой устойчивостью против заедания. [c.120]

Основное влияние на структуру цементованного слоя в порошковых сталях оказывают медь и никель. Так, у цементованных железных образцов в структуре наблюдается большое количество цементита в виде грубой сетки карбида, у легированных никелем сетка развита значительно слабее, а у железомедных сплавов она вообще отсутствует. Термическая обработка подобных изделий состоит в закалке в воде деталей, нагретых до температур 820-840 °С, и отпуске при 180 °С в течение двух часов. Такой режим обеспечивает наибольшую твердость на поверхности образцов, легированных никелем. Наименьшая твердость получается на образцах с массовой долей меди в 3 %. Твердость сердцевины легированных изделий выше, чем у соответствующих железографитовых. [c.483]

В структуре таких сталей, изготовляемых по ГОСТ или ТУ, содержание ферритной фазы может изменяться в широких пределах (на десятки процентов). Между тем при отсутствии феррита в сталях и сварных швах они становятся склонными к образованию горячих трещин, а при содержании феррита свыше 3—5 % у них появляется охрупчивание при длительной выдержке в диапазоне температур 350—500 °С, снижение коррозионной стойкости и ухудшение технологичности в процессе прокатки и волочения. Оценку влияния состава стали на содержание в ней ферритной фазы проводят обычно по структурным диаграммам Шефлера или Делонга, при использовании которых содержание 6-феррита в металле или глубина его аустенитности находятся по приведенным (эквивалентным) содержаниям хрома и никеля. Влияние каждого элемента на структуру определяется его концентрацией и постоянным коэффициентом, отражающим ферритизирующее (Хф) или аустенитизирующее (Ка) влияние по сравнению с влиянием хрома или никеля соответственно. Значения таких коэффициентов определяют путем изучения многих плавок стали с различным содержанием исследуемого элемента. Некоторые исследователи предлагают для одних и тех же элементов сильно отличающиеся друг от друга значения коэффициентов интенсивности их влияния на структуру стали. Так, например, для молибдена предлагались значения 1 1,5 и 3, а для азота —12 22 и 30. [c.60]

По данным [4—6], атомарный водород, выделяющийся на катоде сов1местно с никелем, принимает также участие в формировании структуры осадков никеля, оказывая влияние на их внешний вид и физико-механические свойства. В работе [4] показано, что водород, попадающий в осадок никеля в виде адсорбированных гидроокисей основных солей и молекул органических соединений, оказывает большое влияние на механические свойства катодного никеля — увеличиваются внутренние напряжения и твердость, резко ухудшается пластичность осадков. Водород, включающийся в осадок никеля в молекулярной форме, не оказывает влияния на его механические свойства. [c.277]

Радиационное облучение ядерными частицами оказывает влияние на структуру и свойства металлов и сплавов, особенно быстрыми нейтронами, не взаимодействующими с электронами и потому глубоко проникающими в кристаллическую решетку металла. Под влиянием облучения быстрыми нейтронами в металле происходит ионизация атомов и образуется большое число кристаллических несовершенств и областей с локально высоким выделением тепла. Ядерное облучение оказывает значительное влияние на атомнокристаллическое строение металлов, в результате чего меняются их физико-механические свойства твердость и прочность повышаются, а пластичность и вязкость снижаются. Например, по данным С. Т. Конобеевского, Н. Ф. Правднэка и В. И. Кутайцева, сильное облучение быстрыми нейтронами повышает твердость и предел прочности при растяжении железа-армко, алюминия, никеля и меди особенно заметен рост Ов у железа-армко и никеля. У нержавеющей стали сильно возрастает величина предела текучести, приближаясь [c.208]

Однако в действительности аналогов хрома и никеля очень мало, а некоторые легирующие элементы по своему влиянию на структуру нержавеющих сталей вообще не похожи ни на никель, ни на хром, и поэтому не могут рассматриваться в диаграмме Шеффлера. Например, [c.141]

Кроме влияния на структуру никель оказывает благоприятное влияние на коррозионную стойкость стали. И хотя это влияние в сильно окислительных средах незначительно (в области транспассивности), в неокислительных средах, например в серной кислоте ч аг- или органических кислотах, ни- [c.30]

Совместное легирование хромом и никелем способствует получению в сталях однородных и гетерофазных структур, формированию наряду с мартенситом и ферритом также аустенитной составляющей, количество которой зависит от концентрации указанных выше элементов. Структура хромистых сталей, дополнительно легированных никелем, может быть оценена с помощью диаграммы Шеффлера (см. рис. 10.10). Эта диаграмма позволяет также рассчитать влияние на структуру других легирующих элементов. [c.65]

Сильное влияние плотности тока па структуру электролитных осадков сказывается особенно заметно Ь тех случаях, когда катодная поляризация заметно меняется с плотностью тока. В свинцовых и оловянных ваннах, где катодная поляризация очень слабо выражена (в отсутствии коллоидов), катодная плотность тока почти не оказывает заметного влияния на структуру осадка. Поэтому особенно приходится считаться Б этих случаях с дендритообразованием на краях к остриях, где господствует более высокая плотность тока по сравнению с вычисленной (средней) плотностью тока. При электроосаждении таких металлов, как-никель, кобальт, железо, повышенная плотность тока благоприятно влияет на структуру осадгса, но при этом приходится считаться с одновременным выделением водорода, последнее будет ощущаться тем сильнее, чем плотность тока выше. При недостаточной кислотности у катодной поверхности будут выпадать гидраты и частично- включаться в осадок, при повышенной кислот- [c.95]

Плотность тока оказывает не только влияние на структуру электролитического никеля, но и на содержание водорода в нем, следовательно, и на механические свойства. Такую же роль, примерно, играет перемешивание. Одним словом, при электроосаждепии металлов группы яеелеза режим процесса играет не меньшую роль, чем состав электролита. [c.237]

Что касается влияния железа, то авторы не могут категорически утверждать, полезно ли оно или вредно при электроосаждении никеля. Если в растворе имеются взвешенные частицы гидрата окиси железа, то увеличивается пористость осадка. Вообще присутствие трех-вал ертного железа в растворе следует, повидимому, считать нежела-т ельным, в то вре1мя как двухвалентное железо, осаждаясь вместе с никелем, оказывает благоприятное влияние на структуру осадка. [c.251]

В. II и я н и е с п 0 ц и а л ь н ы X э л е м е н т о в. Всо специальные элементы по их влиянию на структуру С. можно разбить на следующие три группы 1) элементы, образующие с а-железом твердые растворы (никель и кремний) 2) эле-менты,образуюпще и твердые растворы и устойчивые карбиды с углеродом (ванадий, марганец, молибден и вольфрам) 3) элементы, обро,- [c.401]

В статье приведены результаты исследования влияния диффузионного насыщения титаном и никелем на структуру и свойства углеродистой стали и чугуна. Насыщение проводили в порошкообразной реакционной смеси, состоящей из ферротитана (титана), карбонила никеля и галогенидов никеля — N1 I,, N11,, N1F,, плавикового шпата и фтористого натрия, при 800—1100 С в течение 2—24 ч. Микроструктура диффузионного слоя состоит из нескольких зон, различающихся по травимости и твердости. Микротвердость поверхностного слоя 1100 кгс/мм. Установлено, что свойства диффузионных титаноникелевых слоев на образцах из стали и чугуна выше, чем при насыщении одним злемен-том. Лит. — 8 назв., ил. — 3. [c.261]

Содержание хрома, никеля и углерода изменяется в широких пределах, соответственно, % О—60 О—60 0,03—4,0%. Особое влияние на травимость оказывает содержание углерода. Чем выше его концентрация, тем легче происходит травление. При выборе реактива для выявления структуры Вилелла [4] рекомендует подразделять стали и сплавы на три группы в зависимости от содержания углерода >0,5% С (группа I) аустенитные стали или сплавы с пониженным содержанием углерода (группа III). [c.113]

Начиная исследования совместимости усов сапфира с никелем, необходимо прежде всего выяснить влияние высокотемиературно-го отжига на структуру отдельных усов. Ясно, что следует оценить природу любых изменений морфологии, происходящих при таком отжиге, особенно в связи с тем, что выпускаемые промышленностью усы сапфира содержат значительное и непостоянное количество примесей, которые попадают в них из модификаторов в процессе роста (в каждом способе производства используются свои модификаторы). Так, например, усы АЬОз производства фирмы СТН содержат 6% кремния и 2 /о натрия и калия, а также другие элементы в меньшей концентрации (табл. 1). В следующем разделе будет показано, что примеси в таких концентрациях уменьшают высокотемпературную стабильность усов этого вида и препятствуют их использованию в качестве упрочнителя при температурах выше 1273 К- [c.390]

Важным признаком коррозионной усталости является практически полное отсутствие связи между механическими характеристиками при статическом и циклическом нагружениях в воздухе и условным пределам коррозионной усталости. Прямой связи нет и между коррозионной усталостью и коррозноннш стойкостью металлов в ненапряженном состоянии. Легирование сталей хромом, никелем и другими элементами (не переводя их в класс коррозионно-стойких сталей) на несколько порядков повышает их коррозионную стойкость в нейтральных электролитах, но не оказывает существенного влияния на коррозионно-усталостную прочность [481. Обычно более прочные металлы (структуры) в большей степени подвержены коррозионной усталости (см. рис. 27). При коррозионной усталости термическая обработка не дает повышения усталостной прочности. [c.81]

Благоприятное влияние никеля и марганца на хладостой-кость стали объясняется тем, что эти элементы в оптимальном количестве (около 1%) увеличивают подвижность дислокаций никель — уменьшая энергию взаимодействия дислокации с атомами внедрения, марганец — задерживая азот и снижая его содержание в атмосферах Коттрелла. Повышение в составе стали марганца, никеля приводит к понижению как работы зарождения йэ, так и работы распространения Др трещины вследствие образования промежуточных игольчатых структур при охлаждении аустенита. [c.41]

От новой брони требовалось сочетание двух, казалось бы, противополонброневой стали воспользовался всеми достижениями науки о металле, всеми средствами исследования структуры, химического состава и механических свойств металлов. Ученый не ограничился созданием новых типов брони из углеродистой стали. Он изучил влияние на качество металла различных легирующих добавок, особенно никеля, марганца, хрома и вольфрама. В результате была получена отличная легированная сталь, содержащая от 2 до 4% никеля. 10-дюймовая броня из этой стали, созданная в 1893 г. для военно-морских судов, прекрасно выдержала вое испытания, не уступая по качеству лучшим зарубежным образцам. Морское министерство присудило А. А. Ржешотарокому золотую медаль. [c.114]

ХРОИОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ Влияние никеля на структуру и свойства железохромистых сталей [c.29]

Влияние никеля. Никель, уплотняя структуру чугуна, увеличивает одновременно степень её дисперсности поэтому никель благотворно влияет на коррозионную стойкость чугуна в кислых средах при введении его не свыше 0,5 — 0,8%, когда сорбитизируюшее действие его незначительно (фиг. 23). Влияние никеля на коррозию чугуна в щёлочах видно из фиг. 24. [c.16]

Азот в виде при.месей или дополнительное легирование им в концентрации -0,15% оказывает благоприятное влияние на коррозионное поведение хромоникелевых сталей, способствуя расширению у-области. Чем выше содержание азота в хромоникелевой стали, тем меньше требуется никеля, чтобы сделать структуру стали полностью аустенитной. Введение -0,1,5% N заменяет от 2 до 4% Ni и испо.иьзуется в качестве присадки, в основном для стали типа 18-8, что повышает устойчивость аустенита при холодной деформации стали. В концентрациях 0,15-0,25% азот образует в сплавах Fe- r и Fe- r-Ni избыточные фазы нитридов типа шпинели (Fe r)4N (а-фаза) и r N, что сдвигает стационарный потенциал стали в сторону более положительных значений, а образующиеся нитриды представляют эффективный катод, облегчающий пассивацию сплава. [c.83]

Легирующие элементы оказывают большое влияние на точку Л,, соответствующую температуре перехода перлита в аустенит (рис. 93, а). Никель и марганец снижают температуру А , а Т1, Мо, 31, У и другие элементы повышают температуру Л1 (см. рис, 93, а). Легирующие элементы уменьшают эвтектондную концентрацию углерода (рис. 93, б) к предельную растворимость углерода в аустените, сдвигая точки 5 к на диаграмме состояния Ре—С влево. Как видно из рис. 94, где приведены вертикальные разрезы тройной диаграммы состояния Ре—Мп—С и Ре—Сг—С, перитектическое, эвтектическое и эвтектоидное превращения протекают не при постоянной температуре, как в двойных системах, а в некотором интервале температур. В системе р е—Мп.—С у-фаза с увеличением содержания марганца существует и в области более низких температур. В системе Ре—Сг—С с возрастанием концентрации хрома область существования у-ф>ззь( сужается. Состав карбидной фазы (К) в марганцовистых сталях соответствует соединению (РеМп)8С, в котором часть атомов железа. замещена атомами марганца. В хромистых сталях образуются (Ре, Сг)зС и специальные хромистые карбиды, состав и структура которых зависят от содержания углерода и хро.ма. При низком содержании углерода и высоком содержании хрома образуются ферритные стали, не претерпевающие полиморфного превращения (рис. 94, б). [c.137]

В книге приведены и обсуждены данные расчетов плотности состояния (ПС) электронов, основанных на различных моделях СПУ. Эти данные позволяют сделать ряд предположений об особенностях электронной структуры аморфных сплавов. Так, подчеркнуто, что количественный беспорядок (непостоянство направлений межатомных связей и межатомных расстояний) имеет существенное влияние на ПС. Интересно и то, что ПС Зй-электронов железа, никеля и кобаль- [c.18]

Металлургические реакции. Суперсплавы имеют сложные химический состав и часто содержат до 20 легирующих эле ментов. Надежность этих материалов в высшей степени зави сит от того, насколько содержание каждого из них отвечае1 оптимальному. Следовательно, возникает вопрос, наскольк( сильно вакуумно-дуговой переплав изменяет химический состав исходного (после вакуумной индукционной плавки) электрода. Многолетний опыт показал, что вакуумно-дуговбй переплав оказывает очень малое или вовсе не оказывает влияния на содержание основных легирующих элементов суперсплава. Проводили углубленный химический анализ слитков, полученных в результате вакуумно-дугового переплава (при анализе учитывали и содержание и распределение химически) элементов в структуре слитка). Было показано, что главные компоненты - никель, хром, молибден, вольфрам и ниобий присутствуют в заданных концентрациях и равномерно распределены в объеме слитка. Анализ на элементы с большей химической активностью — алюминий и титан, а также эле- [c.138]

mash-xxl.info

Влияние дополнительного легирования никелем на структуру и свойства высокохромистых инструментальных сталей после закалки от различных температур

В.П. Горбатенко, В.В. Горбатенко, В.В. Пашинский, В.Г. Конарев

Изучено влияние дополнительного легирования высокохромистых сталей Ni и карбидообразующими элементами (W, V, Mo) на положение максимума твердости и структуру сплавов после закалки от различных температур. Исходя из характера влияния легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените обсуждены возможные причины смещения максимума твердости закаленных сталей в область более низких температур под влиянием легирования Ni.

Введение

Разработка и исследование новых перспективных инструментальных материалов, предназначенных для изготовления инструмента, работающего в условиях комбинированного термомеханического нагружения (рабочие валки станов горячей прокатки, матрицы, пуансоны, прессформы и др.) является одним из важных направлений повышения эффективности производства и конкурентоспособности продукции. При этом в качестве таких материалов исследуют твердые сплавы, высоколегированные стали, в том числе и типа быстрорежущих, износостойкие чугуны, а также износостойкие наплавки на рабочую поверхность разного состава [1-5]. Нам представляется перспективным использование в качестве материала для рабочих валков сортопрокатных станов при умеренных скоростях прокатки высокохромистых сталей, дополнительно легированных никелем [4, 6].

Цель работы

Целью данной работы является изучение особенностей влияния никеля на структуру и свойства высокохромистых сталей ледебуритного класса после закалки от различных температур.

Основная часть

Объектом исследования являлись стали, легированные 15% Cr и 5% Ni с содержанием 0,7% С (типа 70Х15Н5), 1,5% С (типа 150Х15Н5), 1,5% С и дополнительно до 1% W и до 1% Mo (типа 150Х15Н5ВМ), а также сталь Х12МФ4 (1,5% С), полученная методом порошковой металлургии. Температуру нагрева под закалку варьировали в интервале 850…1150oС, охлаждение в процессе закалки проводили в масле.

На рисунке 1 приведены зависимости твердости исследованных сталей типа Х15Н5 (рисунок 1, а, кривые 1-3), Х12МФ4 (рисунок 1, а, кривая 4), а также сталей Х12, Х12Ф1, Х12Ф4 (рисунок 1, б, литературные данные [7]) от температуры нагрева под закалку.

Рисунок 1 – Зависимость твердости исследованных сталей 70Х15Н5 (а, кривая 1), 150Х15Н5 (а, кривая 2), 150Х15Н5ВМ (а, кривая 3), Х12МФ4 (а, кривая 4) и сравнительных сталей Х12 (2,2% С), Х12Ф1, Х12Ф4 (б, литературные данные, обозначения кривых указаны на рисунке) от температуры нагрева под закалку

Очевидно, что для всех указанных сталей характерен подобный вид кривых: это кривые с максимумом значений твердости при определенных температурах нагрева под закалку. Однако, положение этого «пика» твердости относительно шкалы температур зависит от состава стали.

Для сравнительных сталей температуры нагрева под закалку, обеспечивающие получение максимальной твердости в закаленном состоянии, составляют примерно 1000oС для стали Х12 и примерно 1050oС для сталей Х12Ф1, Х12Ф4 и Х12МФ4. В то же время для высокохромистых сталей, дополнительно легированных никелем, этот максимум смещается в область заметно более низких температур – примерно 900oС (см. рис. 1). При этом для сталей, дополнительно легированных никелем, характерны, как правило, несколько более низкие значения как максимальной твердости, так и твердости после закалки от аналогичных температур в сравнении со сталями Х12, Х12Ф1, Х12Ф4 и Х12МФ4 (рисунок 1).

В исследованных сталях типа Х15Н5 твердость после закалки возрастает с повышением концентрации углерода (стали 70Х15Н5 и 150Х15Н5), а также в результате дополнительного легирования эффективными карбидообразующими элементами – вольфрамом и молибденом (стали 150Х15Н5 и 150Х15Н5ВМ). Причем, наиболее существенные различия в твердости первых двух сталей фиксировали в случае закалки от относительно невысоких температур, а дополнительное упрочняющее влияние W и Mo проявляется и после высокотемпературного нагрева (рисунок 1, а).

Математическая обработка результатов позволила получить зависимости вида (1), (2) весьма точно описывающие изменение твердости (HRC) от температуры нагрева под закалку (Тн) исследованных сталей типа Х15Н5:

где HRCmax - расчетное максимальное значение твердости, достигаемое при температуре нагрева под закалку Tmax, соответствующей расчетному «пику» твердости; a, b, c – коэффициенты, постоянные для каждой марки стали.

Значения коэффициентов уравнений для каждой марки стали приведены в таблице 1.

Таблица 1 – Расчетные параметры и коэффициенты уравнения (1) для исследованных марок сталей

Относительная максимальная погрешность расчетов на нелинейном и линейном участках кривых составила соответственно 0,05 и 0,7% для стали 70Х15Н5, 0,3 и 1,8% для стали 150Х15Н5 и 2,8 и 2,6% для стали 150Х15Н5ВМ. Следует отметить, что значения коэффициента с, характе-ризующего темп снижения твердости с повышением температуры нагрева под закалку в высокотемпературной области, для всех трех сталей отличается мало (0,1…0,12). Весьма близкими оказались и значения Tmax (905…908oС), что, учитывая близкое содержание никеля в исследованных сталях (5…5,2%), позволяет предположить, что именно дополнительное легирование Ni является основной причиной смещения температурного интервала нагрева под закалку, обеспечивающего получение максимальной твердости, в область более низких температур в сравнении с традиционными сталями типа Х12.

Следует учитывать, что основными факторами, определяющими прочностные характеристики сталей ледебуритного класса в закаленном состоянии, являются:

соотношение мартенсита и остаточного аустенита в структуре: увеличение доли мартенсита всегда способствует повышению, а увеличение доли аустенита - снижению твердости и прочностных характеристик стали, при этом соотношение этих фаз смещается в сторону аустенита с увеличением степени легированности стали;
степень легированности мартенсита и остаточного аустенита (как по содержанию углерода, так и по концентрации легирующих элементов): ее повышение способствует упрочнению;
сохранение в структуре закаленной стали определенной доли эвтектической составляющей (эвтектических карбидов), что особенно важно при термической обработке сплавов в литом состоянии: увеличение доли эвтектики в структуре обеспечивает повышение твердости материала;
сохранение в структуре закаленной стали определенной доли избыточных (вторичных) карбидов, карбонитридов и нитридов, прежде всего, соединений легирующих элементов, которые обеспечивают дополнительное упрочнение сплава.

Степень влияния указанных факторов на свойства сталей в решающей мере определяется системой легирования и концентрацией в стали как легирующих элементов, так и углерода.

Известно, что карбидообразующие элементы (в наших сталях – прежде всего, хром, а также вольфрам и молибден), снижая термодинамическую активность углерода в аустените, должны способствовать растворению карбидов и карбонитридов и, соответственно, повышать степень легированности твердого раствора и концентрацию в нем углерода [7]. Легирование же стали некарбидообразующими элементами (в нашем случае – никелем), наоборот, повышает термодинамическую активность углерода в аустените и, соответственно, должно препятствовать растворению в нем карбидов. Это будет способствовать снижению концентрации карбидообразующих элементов и углерода в аустените в сравнении со сталями без никеля при нагреве по аналогичным режимам до тех пор, пока количество карбидной фазы в структуре превышает равновесное для соответствующих условий.

Повышение концентрации углерода в аустените также должно тормозить процессы растворения карбидов и карбонитридов при нагреве. Кроме того, повышение степени легированности твердого раствора по Cr, W, Mo и особенно Ni повышает устойчивость переохлажденного аустенита и способствует снижению доли мартенсита в структуре закаленной стали [7]. Однако, Cr, W и Mo, расширяя область существования -фазы, могут, очевидно, способствовать полиморфному превращению аустенита при охлаждении. В то же время Ni и, вероятно, углерод, расширяя область существования -фазы, должны тормозить это превращение. При комплексном легировании стали совместный эффект этих элементов в процессе нагрева и охлаждения может оказаться более сложным.

Наличие восходящей ветви на кривой зависимости твердости высокохромистых сталей ледебуритного класса от температуры нагрева под закалку можно объяснить прежде всего изменением концентрации в аустените карбидообразующих элементов и углерода. При анализе процессов растворения и выделения избыточных фаз при нагреве и охлаждении, как правило, используют равновесные диаграммы состояния системы, включающей основные компоненты данного сплава. При этом не учитывается столь важный факт, что исходное состояние сплава в большинстве случаев является неравновесным, в том числе и по составу фаз. В сталях, являющихся предметом данных исследований, в реальных условиях охлаждения следует ожидать образования в процессе диффузионного распада аустенита высокохромистого феррита с повышенной в сравнении с равновесной концентрацией углерода. При этом хром, снижая термодинамическую активность углерода в легированном феррите, будет тормозить выделение из него карбидов при последующем нагреве в докритическом интервале температур. В условиях относительно быстрого нагрева это должно способствовать сохранению пересыщенного состояния феррита к моменту начала его полиморфного превращения в аустенит.

Следовательно, можно предположить, что в условиях относительно быстрого нагрева образующийся аустенит будет пересыщен по углероду и хрому. Поэтому последующая выдержка, либо повышение температуры в условиях, отличных от равновесных, должны приводить вначале к выделению из аустенита карбидов легирующих элементов, прежде всего, хрома, и за счет этого – к снижению устойчивости переохлажденного аустенита и увеличению доли мартенсита в структуре закаленной стали. При этом повышение температуры нагрева в определенном интервале должно способствовать ускорению процессов выделения карбидов и обеднения аустенита по углероду и хрому. Исходя из этого, повышение твердости стали типа Х12 с увеличением температуры нагрева под закалку до 1000oС (рисунок 1, б, рисунок 1, а, кривая 4), очевидно, является следствием прежде всего снижения степени легированности аустенита по хрому и углероду и вызванного этим понижения его устойчивости при охлаждении. Косвенным подтверждением рассматриваемого механизма являются приведенные в целом ряде работ данные о том, что повышение температуры нагрева под закалку стали Х12 до 950…1000oС не приводят к заметному повышению количества остаточного аустенита: по данным А.П. Гуляева его количество при закалке от 1000oС не превышает 5%.

Дополнительное легирование высокохромистых сталей карбидообразующими элементами, обладающими большим сродством к углероду в сравнении с хромом (в приведенных примерах - ванадием и совместно ванадием и молибденом) и дополнительно снижающими термодинамическую активность углерода в аустените (в приведенных на рисунке 2 примерах – ванадием) должно способствовать торможению процессов выделения карбидов из пересыщенного аустенита, что проявляется в смещении пика твердости в область более высоких температур и снижении твердости таких сталей в сравнении со сталью Х12 после закалки от аналогичных температур в низкотемпературной области (рисунок 1).

Известно, что интенсивное растворение карбидов хрома происходит при нагреве до температур, превышающих 950...1000oС и ускоряется с повышением температуры. Такое повышение температуры нагрева под закалку вследствие интенсивного растворения карбидов хрома в аустените приводит к значительному увеличению доли остаточного аустенита в структуре (например, в стали Х12Ф1, по данным А.П. Гуляева, от 12% при Тн=1050oС до 85% при Тн=1150oС) и, соответственно, снижению твердости стали (см. рис. 1). Дополнительное легирование высокохромистой стали такими элементами, как V, W, Mo, образующими более стойкие при нагреве собственные карбиды, а также повышающими устойчивость при нагреве карбидов хрома при растворении в них, должно способствовать повышению твердости закаленной стали при аналогичных температурах нагрева под закалку в высокотемпературной области, что и подтверджается данными многочисленных исследований.

Аналогичные рассуждения с учетом эффекта дополнительного легирования никелем применимы и к исследованным хромоникелевым сталям. В наших экспериментах термической обработке подвергали стали в исходном литом состоянии (кристаллизация заготовок происходила в металлической форме). Исходная структура сталей состояла из аустенита и аустенитно-карбидной эвтектики, доля которой составляла 3...5% в стали 70Х15Н5, 5...7% в стали 150Х15Н5 и 32...35% в стали 150Х15Н5ВМ.

Исходя из общих представлений о тормозящем влиянии никеля на процессы растворения карбидов в стали при нагреве, не следовало ожидать столь заметного смещения температурного интервала, при нагреве в который обеспечивается максимальная твердость закаленной стали, в область более низких температур в сравнении с высокохромистыми безникелевыми сталями (см. рис. 1). Однако, наличие аустенитной матрицы сталей в исходном состоянии может существенно влиять на характер фазовых превращений, прежде всего, процессов выделения и растворения карбидов при нагреве.

В условиях медленного нагрева можно ожидать такую последовательность фазовых превращений с повышением температуры нагрева: интенсивное выделение карбидов из аустенита в процессе нагрева до критической точки полиморфное - превращение аустенита с пониженной степенью легированности полиморфное - превращение при нагреве выше постепенное растворение карбидов в аустените, интенсифицирующееся при дальшейшем повышении температуры нагрева под закалку. В условиях быстрого нагрева, имеющих место в ходе наших экспериментов, выделение карбидов из высоколегированного аустенита в ходе нагрева стали в интервале температур 20oС... Ас1 может не успеть произойти в той мере, чтобы обеспечить степень его обеднения легирующими элементами и углеродом, достаточную для инициирования и интенсивного развития полиморфного - превращения.

Такое превращение в условиях высоких скоростей нагрева может не развиваться вовсе, либо происходить лишь частично, преимущественно в зонах максимального обеднения аустенита легирующими элементами, когда скорости охлаждения будут умеренными. В таком случае при небольшом перегреве выше Ас1, ввиду повышенной концентрации углерода и легирующих элементов в -фазе, будет продолжаться распад пересыщенного аустенита с выделением избыточных карбидов, степень развития которого должна возрастать как с повышением температуры нагрева, так и с увеличением длительности выдержки. Дополнительное легирование стали никелем должно способствовать интенсификации выделения карбидов из твердого раствора.

Можно полагать, что при температуре нагрева, соответствующей „пику твердости” (900...910oС) в исследованных сталях по причинам, описанным выше, происходит наиболее существенное обеднение аустенита по углероду и карбидообразующим элементам, что обеспечивает получение в результате закалки структуры, состоящей из мартенсита с включениями избыточных карбидов внутри его участков, относительно небольшого количества остаточного аустенита (до 15%) и участков эвтектики (рис.2, а, в).

Микроструктура сталей 150Х15Н5 (а,б) и 150Х15Н5ВМ (в, г) после закалки

Рисунок 2 – Микроструктура сталей 150Х15Н5 (а,б) и 150Х15Н5ВМ (в, г) после закалки с нагревом до 900 oС (а, в) и 1100 oС (б, г): х500

Дальнейшее повышение температуры нагрева вызывает постепенное растворение в аустените вторичных карбидов и частично - карбидов не-равновесной эвтектики (табл. 2).

Таблица 2 – Изменение доли площади шлифа, занимаемой участками эвтектики (Дэ) в структуре исследованных хромоникелевых сталей в зависимости от температуры нагрева под закалку

Изменение доли площади шлифа, занимаемой участками эвтектики (Дэ) в структуре исследованных хромоникелевых сталей в зависимости от температуры нагрева под закалку

Это вызывает интенсивное снижение твердости закаленной стали, обусловленное резким возрастанием доли аустенита и снижением доли мартенсита в структуре (практически до 0 при температурах нагрева не ниже 1100oС). Более интенсивное увеличение доли аустенита в структуре и снижение твердости Cr-Ni-сталей в сравнении с их «безникелевыми аналогами» в случае нагрева до повышенных температур обусловлено дополнительным стабилизирующим влиянием никеля на высоколегированный аустенит.

Участки аустенитно-карбидной эвтектики, имеющие как в литом состоянии, таки после нагрева до разных температур строение, характерное для сталей ледебуритного класса, в результате частичного растворения эвтектических карбидов в аустените при высокотемпературном нагреве, могут не только уменьшаться в сечении (например, в стали 150Х15Н5 – в среднем от 6,20,3 мкм до 0,50,2 мкм с повышением температуры нагрева от 850 до 1150oС), но и вырождаться в отдельные изолированные карбиды округлой либо вытянутой формы при высокотемпературном нагреве (рисунок 3). Такое практически полное „вырождение” эвтектики наблюдали в стали 70Х15Н5 при нагреве до 1100...1150oС, а в стали 150Х15Н5 – до 1150oС. В то же время в стали 150Х15Н5ВМ даже после нагрева до температур не ниже 1100oС доля площади шлифа, занимаемая участками эвтектики, оставалась большой (27...28%), а участков „вырожденной” эвтектики было значительно меньше, чем в других исследованных сталях (см. рис.2, табл.2). Следует ожидать, что дополнительное легирование высокоуглеродистых хромоникелевых сталей вольфрамом и молибденом должно тормозить растворение карбидов хрома при нагреве вследствие растворения в них указанных элементов, обладающих в сравнении с хромом большим сродством к углероду и повышающих устойчивость карбидной фазы.

Выводы

Таким образом, в результате выполненных исследований установлено, что дополнительное легирование высокохромистых сталей ледебуритного класса никелем вызывает смещение температурного интервала нагрева под закалку, обеспечивающего получение максимальной твердости в закаленном состоянии, в область более низких температур в сравнении со сталями типа Х12. В сталях, легированных никелем, с повышением температуры нагрева под закалку от 950 до 1150oС происходит более интенсивное разупрочнение прежде всего вследствие повышения устойчивости переохлажденного аустенита и снижения доли мартенситной составляющей в структуре. Обсуждаемые эффекты легирования обусловлены также конкурирующим влиянием карбидообразующих элементов (Cr, а также W и Mo при дополнительном легировании) и никеля на процессы растворения и выделения карбидов при нагреве.

Список литературы

Медовар Л.Б. Современные валки прокатных станов. Требования, материалы и спо-собы производства / Л.Б. Медовар, А.К. Цыкуленко, В.Е. Шевченко // Проблемы СЭМ.-2001.-№ 1.- С. 38-48.
Толстов И.А. Повышение работоспособности инструмента горячего деформирова-ния / И.А. Толстов, А.В. Пряхин, В.А. Николаев. -М.: Металлургия, 1990.- 143 с.
Формування зносостійких структур хромістих сталей і чавунів / В.І. Тихонович, В.П. Гаврилюк, В.В. Тихонович, А.Н. Гриначевський // Металознавство та обробка металів.- 2003.- № 3.- С. 16-23.
Особенности структуры перспективных материалов для валков горячей прокатки / В.В. Пашинский, А.Д. Рябцев, В.В. Горбатенко, Е.Г. Пашинская // Сталь.- 2003.- № 5.- С. 73-75.
Грабовский В.Я. Аустенитные штамповые стали и сплавы для горячего деформирования металлов / В.Я. Грабовский, В.И. Канюка // МиТОМ.- 2001.- № 10.- С. 31-34.
Пашинский В.В. Структура и свойства высокоуглеродистой инструментальной ста-ли с повышенной устойчивостью переохлажденного аустенита / В.В. Пашинский, В.В. Горбатенко // Строительство, материаловедение, машиностроение: Сборник научных трудов. Вып.26, ч. 2.- Днепропетровск: РИА «Днепр – VAL».- 2004.- С. 90-95.
Артингер И. Инструментальные стали и их термическая обработка / И. Артингер ; пер. с венгер.- М.: Металлургия, 1982.- 312 с.

Рецензент: к.т.н., проф. Н.Т. Егоров

uas.su