Контрольная работа по «Специальные стали»

 

Температура нагрева при закалке составляет 1020—1050° С для стали Х12Ф1, 1000—1030° С для стали Х12М, 960—990° С для стали Х6ВФ. Закаливают обычно в масле. Стали Х12Ф1 и Х12М можно закаливать на воздухе или в горячих средах (400° С). Отпуск пуансонов проводят при 150— 180° С (HRC 59—61), матриц — при 200—230° С (НКС 57—58). С повышением температуры отпуска до 400° С и снижением твердости прочность возрастает (рисунок 1); при более высокой температуре отпуска прочность снижается.

Обработку на вторичную  твердость применяют для вытяжных штампов из сталей Х12Ф1 и Х12М, которые работают с повышенными скоростями и обычно подвергаются азотированию. При закалке нагревают до температур выше оптимальных (для стали Х12Ф1—до 1120—1150° С), охлаждают в масле, на воздухе или в расплавленной соли при 400—450° С, получая твердость HRC 45—50. Далее 2—3 раза проводят отпуск при 500— 520° С. Многократный отпуск можно заменить обработкой холодом (—78° С) и однократным отпуском. При этом происходит распад остаточного аустенита и повышение твердости до HRC 61—63. Высокая температура закалки вызывает рост зерна и снижение вязкости.

При обработке с сохранением  повышенного количества аустенита  температура закалки принимается на 50° С выше температуры закалки при обработке на вторичную твердость. После закалки в структуре сохраняется до 60—80% остаточного аустенита. Далее проводят отпуск при 150—180° С, твердость HRC 40. Такая обработка значительно повышает вязкость, но при этом ухудшается шлифуемость.

 

3. Объясните принципы легирования и термообработки жаростойких сплавов. Пути повышения жаростойкости.

 

Газовая коррозия, происходит при непосредственном контакте стали с химически активным газом. Характеризуется образованием на поверхности пленки продуктов химической реакции между веществами, входящими в состав стали и адсорбируемыми из внешней газовой среды. В дальнейшем эта пленка препятствует непосредственному контакту корродируемого материала с газом. Взаимодействие последних осуществляется посредством твердофазных реакций в тонких приповерхностных слоях пленки продуктов вследствие встречной диффузии сквозь нее реагирующих веществ. Особенно интенсивно развивается газовая коррозия при высоких температурах; возникающая при этом пленка продуктов, называемая окалиной, непрерывно утолщается.

Обычно окалина состоит  из нескольких слоев (фаз), которые образованы соединениями различного химического  состава и кристаллического строения. Эти слои последовательно располагаются  от внутреннего края окалины к  внешнему по мере убывания в составе продукта элементов, поступающих из стали. В каждом слое устанавливается градиент концентраций реагирующих веществ, поддерживающий их диффузию, а в тонких приграничных зонах между слоями осуществляются промежуточные твердофазные реакции, в результате которых изменяется кристаллическая решетка фаз. Наличие градиента концентраций означает отклонение состава каждой фазы от стехиометрического А_mВ_n и существование в кристаллической решетке двух типов дефектов - вакансий, т.е. узлов, не занятых атомами (или ионами) элемента, содержащегося в недостатке, и междоузельных атомов (или ионов) элемента, содержащегося в избытке. Кристаллическая решетка фазы может быть представлена формулами А_m-dВ_n или А_mВ_n+d ( d- степень дефектности), которым соответствуют твердые растворы вычитания или внедрения. Соответственно и диффузия происходит по двум механизмам: путем обмена атомов с вакансиями и перемещения атомов по междоузлиям. В большинстве случаев газовая коррозия металлов элементы газовой среды образуют анионную подрешетку с дополнительно заполненными междоузлиями, металл — катионную подрешетку с большим числом вакансий. Типичный пример-образование в окалине железа твердого раствора Fe_1-dO  (вюстита).

Слои окалины имеют  поликристаллическое строение, поэтому  скорость диффузии реагирующих веществ  и, следовательно, кинетика газовая  коррозия существенно различны при  диффузии сквозь микрокристаллы (зерна) и по межзеренным границам. Диффузия сквозь микрокристаллы происходит в соответствии с законами Фика, и нарастание окалины характеризуется параболической зависимостью от времени. В случае сильно легированных материалов на кинетику газовая коррозия влияет образование фаз сложных оксидов и других соединений, включающих легирующие элементы. Если эти фазы слабо проницаемы для реагирующих веществ и образуют первичные слои окалины, газовая коррозия сильно замедляется. Это используют для создания жаростойких сплавов и защитных покрытий, причем в ходе коррозии тонкий поверхностный слой защищаемого материала оказывается сильно легированным. Сталь легируют Cr, Ni, Al, Si и др. Возможен другой крайний случай, когда в окалине образуется фаза сложного оксида с низкой температурой плавления, которая в условиях газовая коррозия оказывается жидкой, что вызывает резкое ускорение процесса (так называемое катастрофическое окисление). Так бывает, например, при попадании на поверхность лопаток турбин летучих или пылевидных продуктов сгорания топлива, содержащего примеси таких элементов, как Li или V.

Диффузия по межзеренным  границам протекает ускоренно; в  этом случае на кинетику газовая коррозия существенно влияют особенности микроструктуры окалины: размер и форма зерен, их взаимная кристаллографическая ориентация (текстура) и т.п. Существенное значение имеет неравномерность распределения легирующих элементов (обогащение ими приграничных зон зерен). Изменение удельного объема вещества при перестройке кристаллической решетки на границах слоев создает механического напряжения вплоть до возникновения трещин, что резко ускоряет газовую коррозию.

Разновидность газовой  коррозии - так называемое внутреннее окисление (и аналогичное ему внутренней азотирование или др. процессы) некоторых сплавов, содержащих элементы с высоким сродством к веществу, диффундирующему из внешней газовой среды. При этом в приповерхностном слое корродируемого материала (под окалиной) образуются мелкодисперсные частицы оксида такого элемента. Это может быть использовано для изменения механических, в частности прочностных, свойств материалов.

Способность металла  сопротивляться химической коррозии в  сухой газовой среде при высоких температурах называется жаростойкостью или окалийностью. Железо с кислородом может образовывать оксиды трех видов: FeO, Fe₃O₄, Fe₂O₃. До 560-600°С окалина состоит преимущественно из плотного слоя оксидов Fe₂O₃ и Fe₃O₄, что затрудняет диффузию атомов кислорода и металла. Выше 600°С происходит растрескивание этих оксидов и вместо них защита металла осуществляется лишь оксидом FeO, что облегчает доступ кислорода к поверхности металла. Нагрев более 600°С приводит к интенсивному окислению сплавов на основе железа. Основным фактором, влияющим на жаростойкость, является химический состав металла, определяющий защитные свойства оксидной пленки.

Рисунок 3 - Влияние хрома на жаростойкость хромистой стали	Рисунок 4 – Влияние легирования железа алюмнием на относительную скорость окисления на воздухе при 900°С. Скорость окисления чистого железа (k) принята за 100.

Металлы четвертой группы (Al, Zn, Sn, Pb, Cr, Be), благодаря плотной оксидной пленке с высокими защитными свойствами при нагреве, имеют хорошую жаростойкость. Хром и алюминий (рисунки 3 и 4 соответственно), наряду с кремнием, используют для повышенной жаростойкости легированных сталей. Оксид легирующего элемента должен быть плотным, не подверженным растрескиванию при нагреве, иметь высокие тепературы сублимации и плавления.

Учитывая, что высокое  содержания алюминия и кремния способствует охрупчиванию и ухудшает технологическую пластичность при обработке давлением, основным легирующим элементом в жаростойких сталях является хром. Жаростойкие свойства растут с увеличением его содержания в стали. Сталь,

содержащая 5% Cr, сохраняе окалиностойкойкость до 600°С(15Х5), 9% (40Х9С2) - до 800°С, 17% (08Х17Т) - до 900°С. Хромистые марки сталей относятся к сталям ферритного класса.

Таким образом, легирующие элементы в жаростойких  сталях могут играть следующую роль:

1) ионы легирующего  элемента входят в решетку  оксида основного компонента, уменьшая его дефектность и диффузионную проницаемость;

2) легирующий  элемент образует на поверхности  сплава защитный оксид, препятствующий окислению основного метала;

3) легирующий  элемент с основным металлом  образует двойные оксиды типа шпинелей, обладающие повышенными защитными свойствами.

В таблицах 4 и 5  приведены часто применяемые на практике жаропрочные и жаростойкие сплавы на основе Fe-Ni и Ni.

Одним из важных значений в развитии жаростойких  сталей имеют вопросы экономики. Экономичность стали определяется тремя главными показателями: экономным легированием, технологичностью при переделе металла и выходом годной продукции, уровнем эксплуатационных характеристик. Жаропрочная сталь 20Х23Н18 (AISI 310S) отличается высокой технологичностью, имеет повышенную жаропрочность и пластичность, хорошо сваривается. В этой стали воплощены наиболее оптимальные соотношения легирующих элементов.

 

Таблица 4 - Химический состав и назначение жаропрочных и жаростойких сплавов на основе Fe-Ni и Ni

Марка сплавов	Химический состав, %									Назначение
	С	Si	Mn			Cr	Ni	Ti	Пр. эл-ты
ХН35ВМТЮ	0,06-0,12	<0,8		< 0,7	20,0-23,0		35,0-39,0	0,7-1,2	<0,5 Al; 2,8-3,5 W	Детали газовых систем при 1050oC
ХН60Ю	< 0,10	< 0,8		< 0,3	15,0-18,0		Остальное	-	2,6-3,5 Al	Детали газопроводных систем при 1200oC
ХН75МБТЮ	< 0,10	< 0,8		< 0,4	19,0-22,0			0,35-0,75	0,35-0,75 Al; 1,8-2,3 Mo; 0,9-1,3Nb; < 8,0 Fe	Детали газопроводных систем при 1050oC
ХН60В	< 0,10	< 0,8		< 0,5	23,5-26,5			0,3-0,7	< 0,5 Al; 13,0-16,0 W; < 4,0 Fe	Детали газопроводных систем при 1200oC

 

 

 

Большинство современных сильхромов обрабатываются на мартенситную структуру (твердость после закалки HRC 50-56), для чего их закаливают от температур 1000-1050 °С. При нагреве до более высоких температур у этих сталей резко проявляется склонность к росту зерна, что может приводить к хрупкости, связанной с грубозернистой структурой и нафталинистым изломом. Такой вид хрупкости в сильхромах обычно удается устранить повторной обработкой (фазовой перекристаллизацией).

Сильхромы также подвержены отпускной хрупкости при медленном охлаждении после отпуска от 700 - 800 °С, причем процесс охрупчивания развивается в интервале 500-600 °С. Этой хрупкости можно избежать с помощью быстрого охлаждения (в масле или воде) или путем легирования стали молибденом.

Таким образом, термическая обработка сильхромов состоит чаще всего из закалки на мартенсит и высокого отпуска. Для каждой стали важно точно установить температурный интервал нагрева под закалку. Перегрев может вызвать значительный рост зерна и нафталинистой излом, а недогрев (т. е. неполная закалка) - образование двухфазной структуры, состоящей из хромистого феррита и мартенсита, что резко снижает пластичность и жаропрочность сталей. Температура отпуска зависит от условий работы детали и необходимой твердости стали. 

Хромистые и хромоалюминиевые стали имеют крупный недостаток: они могут охрупчиваться в  процессах технологических нагревов и длительных выдержек при повышенных температурах во время эксплуатации. В них возможна хрупкость при выдержках при температурах 450-500 °С («хрупкость 475 °С»), хрупкость при 600-800 °С (в связи с образованием s-фазы) и хрупкость вследствие образования чрезмерно крупных зерен, например при сварке.

Хрупкость хромистых  ферритных сталей трудно, а часто  и невозможно устранить последующей обработкой, что сужает возможности их практического использования и накладывает ограничения на технологические операции. Так, ковку и прокатку ферритных сталей следует проводить при температурах ниже 1150 °С и заканчивать при возможно более низкой температуре, чтобы получить мелкое зерно. Все операции гибки, правки необходимо проводить в подогретом до 150-250 °С состоянии, особенно при работе с холоднокатаными полуфабрикатами.

 

4. Укажите механизмы упрочнения, реализуемые в мартенситно-стареющих сталях

 

Мартенситно-стареющие  стали — это безуглеродистые  комплексно легированные сплавы на железной основе, у которых определенное сочетание легирующих элементов обеспечивает формирование в процессе соответствующей термической обработки пластичной матричной фазы — мартенсита замещения, армированной дисперсными высокопрочными, равномерно распределенными частицами интерметаллидных фаз.

Основу мартенситно-стареющих  сталей составляет безуглеродистый  железоникелевый мартенсит (8—20 % Ni). Высокая концентрация никеля обеспечивает устойчивость переохлажденного аустенита сталей этого класса, способствует формированию в них при закалке мартенситной структуры, в том числе и при условии замедленного охлаждения. Никель повышает растворимость многих элементов замещения в аустените и уменьшает их растворимость в мартенсите, благодаря чему закалкой можно зафиксировать сильно пересыщенный a-твердый раствор (мартенсит замещения), способный к интенсивному дисперсионному твердению при старении. Большинство сталей создано на базе систем Fe—Ni— Mo, Fe—Ni—Со—Mo, Fe—Cr—Ni— Mo, Fe—Cr—Ni—Co—Mo.

Мартенситно-стареющие  стали  имеют 3 основных механизма  упрочнения:

1. Твердорастворное упрочнение. Эти стали относятся к высоколегированным (зачастую суммарное содержание легирующих элементов больше 50%), поэтому вклад твердорастворного упрочнения весьма значителен.
2. Упрочнение при мартенситном превращении. Как следует из названия, стали имеют мартенситную матрицу. Мартенсит в данном случае является практически безуглеродистым и формируется вследствие легирования элементами замещении, а не внедрения (как в случае Fe-C). Такой мартенсит (фиксируемый после закалки или ТМО) имеет блочную структуру, относительно невысокую твердость (HRc 26-50) и достаточно высокую пластичность (порядка 60-70%), то есть весьма мало похож на мартенсит углеродистых сталей. Тем не менее, это мартенсит с высокой плотностью дефектов, что и обуславливает высокое упрочнение.
3. В процессе старения (отпуска) происходит выделение частиц  интерметаллидных соединений. Эти соединения образованы металлами между собой. Их тип, морфология и распределение зависят от состава стали и режима ТО, но для всех сталей есть общие закономерности: выделения имеют размеры порядка десятков ангстрем, плотность выделений высока и до определенной стадии выделения сохраняют когерентность с мартенситной матрицей. Это обуславливает очень высокое упрочнение, так прирост твердости может доходить до 35HRc против 10-12 HR_c у вторично-твердеющих сталей с карбидным упрочнением.

Эти три механизма  в сумме обеспечивают достижение высоких показателей прочности и твердости. В то же время, за счет пластичной матрицы (как правило – “никелевый” мартенсит) эти стали могут сохранять достаточную вязкость и пластичность. Например, “классические” стали с твердостью порядка HRc 65 имеют практически нулевую пластичность и разрушаются хрупко, а некоторые мартенситно-стареющие при той же твердости имеют относительное сужение до 20-25%.