Аустенизация что это термообработка

Аустемперинг: технология термической обработки чёрных металлов

Главная страница » Аустемперинг: технология термической обработки чёрных металлов

Аустемперинг (Austempering) — технология термической обработки, применимая к чёрным металлам. Чаще всего используется для обработки стали, чугуна. Профессионалы называют этот процесс – изотермическая закалка на бейнит. Процесс производит бейнитную микроструктуру в сталях. В чугунах аустемперинг образует структуру игольчатого феррита в сочетании с высоко-углеродистым стабилизированным аустенитом (аусферрит). Аустемперинг, как правило, применяют с целью улучшения механических свойств, а также с целью уменьшения (устранения) дефектов. Технология определяется как непосредственно процессом, так и результирующей микроструктурой.

Особенности и результаты применения технологии аустемперинг

Базовые параметры технологии аустемперинга, применяющиеся к материалам иной структуры, исключают образование бейнита или аусферрита. Соответственно, получаемый конечный продукт уже не характеризуется аустемперированным продуктом.

Обе микроструктуры (бейнит и аусферрит) допустимо получать при помощи других способов обработки, не таких как аустемперинг. Так, упомянутые структуры допустимо изготовить в виде отливки с определённым содержанием сплава или процессом, где применяется воздушное охлаждение. Однако подобного рода материалы также не имеют в характеристики параметра изотермического отпуска.

Выраженное различие между процедурами:

отмечается моментом времени выдержки температурного воздействия на заготовку. Базовые этапы аустемперинга выглядят типичными для чугуна или стали.

Технологическая процедура аустенизации

Для достижения конкретного превращения, микроструктура металла должна иметь характер аустенитной структуры. Конкретные пограничные области аустенитной фазы определяются химическим составом сплава, который требуется подвергать термической обработке.

Технологическая промышленная установка под производство процесса аустемперинг – узел обработки температурой, соответствующей установленному диапазону

Технологически температура аустенизации обычно находится в диапазоне 790 — 915°C. Количество отводимого времени на выдержку при таких температурах напрямую зависит от сплава и особенностей процесса, применяемого к закаливаемой детали. Оптимальные результаты достигаются достаточно продолжительной процедурой аустемперинга, что приводит к получению полноценно аустенитной металлической микроструктуры с постоянным содержанием углерода.

Если для чугунов всё-таки характерным является остаточное присутствие графита, для обработки стали достаточно нескольких минут после достижения температуры аустенизации, чтобы достичь чистоты по всему сечению детали. Соответственно, для чугунов процедура занимает больше времени.

Обусловлено это проникновением углерод из графита до момента достижения равновесной концентрации, определяемой температурой и фазовой диаграммой. Такой процесс поддерживается многими типами печей:

Процедура относительно быстрого охлаждения

Аналогично обычному охлаждению и отпуску, материал, подвергаемый термической обработке по технологии аустемперинг, требует относительно «скоростного» охлаждения. Тем самым удаётся избежать образования перлита. Параметр скорости охлаждения, предотвращающей формирование перлита, связан с химией аустенитной фазы, а также особенностями структуры обрабатываемого сплава.

Технологический процесс обработки чёрных металлов по технологии аустемперинг. Ванна для охлаждения в составе технологической линии обработки

Технологически скорость охлаждения при аустемперинге рассматривают как степень тяжести гашения, на которую оказывают влияние:

Как результат, более массивные детали требуют большей степени прокаливаемости. Процесс выдержки предполагает гашение нагрузки термообработки до температуры, обычно выше начала мартенситного образования аустенита с последующим удержанием.

Согласно некоторым запатентованным процессам, детали закаливаются чуть ниже начала мартенсита, что приводит к получению микроструктуры, представленной смесью мартенсита и бейнита.

Широко распространённой практикой считается закалка жидкой нитрит-нитратной солью с последующей выдержкой. По причине ограниченного температурного диапазона, обычно невозможным видится охлаждение водой или рассолом. Поэтому для узкого температурного диапазона применяют высокотемпературные масла.

Ряд процессов аустемперинга отмечаются закалкой и последующим удалением из закалочной среды и последующей выдержкой в печи. Температурные параметры под закалку и выдержку являются основными параметрами температурной обработки, контролирующими конечную твердость, следовательно, свойства материала.

Процедура иного охлаждения

По завершении закалки и выдержки, опасность растрескивания структуры отсутствует. Обрабатываемые детали обычно охлаждаются воздухом или помещаются непосредственно в систему мойки при комнатной температуре.

Преимущественные стороны аустепмперинга

Технология аустемперинга сопровождается массой производственных (эксплуатационных) преимуществ. По сравнению с традиционно практикуемыми комбинациями материалов и процессов, разница ощутима. Технология аустемперинга применима к многочисленным материалам.

Детали после обработки по технологии аустемперинг. Обработанный продукт отличается тем, что обладает уже совершенно иными физическими свойствами структуры

Явным преимуществом из ряда общих для многих материалов, подвергшихся аустемперингу, является более низкая степень деформаций, чем в случаях традиционного закаливания и отпуска. Соответственно, достигается значительная экономия средств путём корректировки всего производственного процесса.

Экономия средств на аустемперинг достигается путём механической обработки непосредственно перед началом термообработки. В каждом конкретном случае преобразования закалочной и отпущенной стальной детали в высокопрочный ковкий чугун, экономичная составляющая может иметь высокий процент.

Высокопрочный чугун имеет параметр плотности примерно на 10% ниже, чем сталь. Чугун допустимо отливать в форме, близкой к форме сетки. Обе характеристики снижают вес отливки. Почти чистая отливка из формы также снижает стоимость механической обработки.

Более легкая готовая деталь снижает транспортные расходы, а оптимизированный производственный поток, приводит к сокращению времени выполнения заказа. Нередко износостойкость и прочность остаются параметрами, допускающими улучшения.

Комбинации с преимуществами продукта

Каждая конкретная комбинация аустемперинга характерна преимуществами, перечисленными в конце публикации. Комбинации (процесс / материал) позволяют получить продукты:

Рассматривая возможности улучшения рабочих характеристик, материалы, обработанные по технологии аустемперинга, обычно сравнивают с традиционно закалёнными и отпущенными материалами, обладающими микроструктурой закаленного мартенсита. В сталях 40Х и выше, улучшения отмечаются:

Для чугунов 250Х-550Х улучшенные характеристики следующие:

Видеоматериал: как проходит процесс аустемперинг

Видео выше демонстрирует производственную цепочку для организации процесса аустемперинга. На видео полностью автоматизированная система температурной обработки и отпуска в рамках производственного цикла:

КРАТКИЙ БРИФИНГ

Источник

Послесварочная термическая обработка аустенитных нержавеющих сталей

В отличие от мартенситных сталей, для аустенитных нержавеющих сталей вообще не требуется регулирование температурой предварительного подогрева и между проходами при многопроходной сварке. Высокие значения этих температур снижают скорость охлаждения, что незначительно влияет на феррито-аустенитное превращение, так как оно проходит в области очень высоких температур, где управление указанными температурами незначительно влияет на скорость охлаждения. В тех случаях, когда выделение карбидов ведет к сенсибилизации, может возникнуть необходимость поддерживать температуру между проходами ниже определенного максимума, поскольку медленное охлаждение через температурный интервал выделения карбидов может быть опасным.

Послесварочная термическая обработка для снятия остаточных напряжений часто требуется при изготовлении толстостенных сварных конструкций. Поскольку коэффициент термического расширения (и сжатия) аустенитных нержавеющих сталей более высокий, чем у ферритных нержавеющих сталей, то остаточные напряжения у первых могут быть существенно больше. Снятие напряжений после сварки необходимо для снижения деформаций сварных конструкций, особенно после их механической обработки или если сварной элемент должен сохранять стабильность размеров при эксплуатации. Снижение остаточных напряжений также важно, если при эксплуатации сварной конструкции в ней может возникнуть коррозионное растрескивание под напряжением.

Принятая температура послесварочной термической обработки зависит от цели такой обработки — для снятия напряжений или изменения микроструктуры. Термическая обработка для снятия напряжений проводится в диапазоне температур от 550 до 650 °C (от 1020 до 1200 °F). Это ниже расположения «носика» кривой выделения карбидов (см. рис. 6.4) и ниже температурного интервала образования химических соединений. Следует обратить внимание, что рис. 6.4 показывает возможность возникновения сенсибилизации, если термическая обработка для снятия напряжений требует нескольких часов, что в свою очередь может потребоваться для весьма громоздких сварных конструкций, В таком случае рекомендуется использовать низкоуглеродистый основной и присадочный металлы либо стабилизированные марки сталей.

Послесварочная термическая обработка при более высоких температурах может быть в некоторых случаях желательна для более эффективного снятия остаточных напряжений либо для изменения микроструктуры металла в состоянии после сварки. Особое внимание следует проявлять в диапазоне температур от 650 до 900 °C (от 1200 до 1650 °F), поскольку в этом температурном интервале могут быстро образовываться и карбиды типа M23C6 и сигма-фаза. Реакция выделения карбидов может привести к сенсибилизации материала, а образование сигма-фазы — к охрупчиванию и потере ударной вязкости. Послесварочная термическая обработка в указанном диапазоне температур возможна, если металл шва полностью аустенитный, а основной и присадочный металлы — низкоуглеродистые. Как будет отмечено в дальнейшем, в металле шва, содержащем феррит, сигма-фаза образуется быстро.

Термическая обработка в диапазоне температуры от 950 до 1100 °C (от 1740 до 2010 °F) полностью снимает остаточные напряжения и изменяет послесварочную микроструктуру металла шва без образования карбидов и сигма-фазы. Нагрев свыше 950 °C (1740 °F) с последующим быстрым охлаждением удалит любые карбиды в исходной микроструктуре. Нагрев до температур, близких к 1100 °C (2010 °F), растворит часть или весь феррит в зависимости от времени выдержки при такой температуре, химического состава металла шва и количества феррита в состоянии после сварки. Если такая экстремальная термическая обработка используется, то требуется и быстрое охлаждение путем закалки в воду, так как в процессе медленного охлаждения возможно выделение карбидов.

Основной металл и металл шва аустенитных нержавеющих сталей склонны к охрупчиванию при образовании сигма-фазы. Эта обогащенная хромом фаза — номинально FeCr — является твердой и хрупкой и, присутствуя в металле в больших объемных долях, может снизить ударную вязкость и пластические свойства. В полностью аустенитной микроструктуре (при отсутствии феррита) выделения сигма-фазы незначительны и обычно требуют длительных выдержек (от сотен до тысяч часов) для ее образования при повышенной температуре. Она может образовываться в процессе эксплуатации или при послесварочной термической обработке. Сигма-фаза образуется в диапазоне температуры от 600 до 900 °C (от 1110 до 1650 °F) и наиболее быстро в аустенито-ферритном металле швов при температуре примерно 750 °C (1380 °F). Помимо хрома образованию сигма-фазы способствуют добавки: молибдена, ниобия, кремния, вольфрама, ванадия, титана и циркония, в то время как углерод и азот замедляют ее образование. Наличие феррита в микроструктуре, которое определяется балансом элементов — ферритизаторов и аустенизаторов, — существенно ускоряет образование сигма-фазы.

Поскольку содержание хрома в феррите больше, чем в аустените, наличие феррита резко ускоряет образование сигма-фазы, в результате чего металл швов, содержащий остаточный феррит, наиболее склонен к охрупчиванию. Использование присадочных материалов, дающих полностью аустенитный или с низким содержанием феррита металл шва — наиболее эффективный путь снижения вероятности охрупчивания за счет образования сигма-фазы. Следует быть внимательным, чтобы не вызвать кристаллизационное растрескивание при попытке избежать охрупчивания за счет образования сигма-фазы.

Основные свойства сигма-фазы:

— FeCr — равновесная фаза;

— температурный интервал образования выделений — от 600 до 900 °С;

— быстрое образование в металле швов, содержащих феррит;

— может образовываться при послесварочной термической обработке крупных конструкций;

— понижает коррозионную стойкость, пластические свойства и ударную вязкость.

Авторы работ показали, что старение металла шва стали марки 308 в диапазоне температуры от 650 до 750 °C (от 1200 до 1380 °F) приводит к растворению ферритной фазы сначала с образованием богатого хромом карбида M23C6, а затем — зародышей сигма-фазы. Авторы установили, что образование зародышей является шагом, лимитирующим скорость. Как только образовались такие зародыши, процесс дальнейшего образования сигма-фазы резко ускоряется. Холодная обработка ускоряет образование зародышей сигма-фазы. В сварных швах из стали марки 308, содержащих феррит, сигма-фаза может образоваться менее чем за 100 ч в диапазоне температуры от 650 до 750 °С (от 1200 до 1380 °F).

Поскольку для существенного снижения ударной вязкости и пластических свойств сигма-фаза в микроструктуре должна залегать непрерывно или почти непрерывно, удержание ферритного числа (FN) металла шва в диапазоне от 3 до 8 обычно вполне достаточно для исключения охрупчивания. Это связано с тем, что превращение феррита в сигма-фазу не является эквиобъемным, так как сигма-фаза богаче хромом, чем феррит. В металле шва с содержанием 8FN образуется примерно 4 % сигма-фазы. Такого количества недостаточно для охрупчивания сварного шва, однако можно ожидать некоторое снижение ударной вязкости.

Исследования, выполненные авторами работы, посвящены также явлению охрупчивания при температуре 475 °С (885 °F) металла шва марки 308, содержащего 11FN.. Поскольку феррит в металле шва аустенитных нержавеющих сталей можно рассматривать как ферритную нержавеющую сталь (с содержанием от 25 до 30 % хрома, от 4 до 5 % никеля), вкрапленную в аустенитную, то неудивительно, что наблюдается охрупчивание за счет превращения феррита в альфа-прим фазу. Авторы работы установили, что старение в диапазоне температур от 475 до 550 °C (от 885 до 1020 °F) в течение до 5000 ч значительно снижает ударную вязкость. Это выразилось в увеличении температуры перехода из вязкого в хрупкое состояние и в соответствующем снижении максимальной величины энергии удара. При температуре 475 °C (88) снижение ударной вязкости было связано одновременно с образованием альфа-прим- и G-фазы, в то время как при температуре 550 °C (1020 °F) это было связано одновременно с образованием карбидов и сигма-фазы. Во всех случаях выделение охрупчивающих фаз связано с обогащением феррита хромом, а образование зародышей, как правило, происходит на границе феррит—аустенит.

Источник

Аустенизация сварных соединений

Термическая обработка позволяет улучшить свойства металлов и сплавов.

Ежедневно мы не только продаем установки для термической обработки металлов, но и самостоятельно проводим термообработку сварных соединений для наших клиентов. Богатый опыт, профессиональный подход и использование современных технологий позволяет нам осуществлять работу на высоком уровне.

На фото представлено выполнение работы для наших клиентов по термообработке сварных швов по режиму аустенизации. Аустенизация является ведущим процессом в формировании свойств участков зоны термического влияния в широком диапазоне температур. Процесс состоял из нагрева сварных соединений до 1100 С, последующей выдержки (1 час) и охлаждения на воздухе. Результатом проведенной работы стало получение однородной структуры аустенита в сварном шве, улучшение свойств стали и снижение уровня остаточных сварочных напряжений.

При аустенизации, когда термообработка сварных стыков проводится при температурах ниже регламентированных, получить однородную аустенитную структуру невозможно, а превышение заданных температур может вызвать рост зерна в металле и тем самым повысить склонность металла к растрескиванию. При этом скорость нагрева имеет большое значение. Данный факт подчеркивает важность качественного проведения процедуры термообработки сварных соединений. Благодаря использованию собственного надежного оборудования, которое позволяет контролировать процесс термообработки сварных швов на каждом этапе, работа выполняется с высоким качеством и приводит к желаемому результату.

Наша компания «Ремонтные технологии» выполнит заказ по термообработке сварных соединений любой сложности в минимально сжатые сроки на самом современном оборудовании.

Источник

Термическая обработка аустенитных жаропрочных сталей и сплавов

Термическая обработка аустенитных жаропрочных сталей и сплавов

Е. Г. НАЗАРОВ, С. Б. МАСЛЕНКОВ
ЦНИИЧЕРМЕТ
ISSN 0026-0819. «Металловедение и термическая обработка металлов», № 3, 1970 г.

Термическая обработка воздействует на структуру (величину зерна, величину блоков, величину и количество дисперсных фаз, характер их распределения), а также формирует состояние границ зерен и направленное выделение упрочняющих фаз, что значительно повышает свойства жаропрочных материалов.

Механическая обработка как правило предшествует термической обработке, но часто применяется и после термической обработки, а также до и после нее.

Детали и полуфабрикаты подвергают термической обработке до эксплуатации, но иногда (полностью или частично) их обрабатывают в процессе эксплуатации.

Аустенитные дисперсионно-твердеющие стали и сплавы подвергают разным видам термической обработки: отжигу, закалке, отпуску (старению или дисперсионному твердению) и отпуску для снятия напряжений.

В процессе механической обработки давлением или других операций металл охрупчивается. Для устранения хрупкости и снижения твердости сплавов применяют отжиг. При отжиге сплавы нагревают до высоких температур

1000-1250 °C (в зависимости от химического состава сплава), выдерживают от 0,5 до нескольких часов (в зависимости от массы заготовки или детали) и охлаждают с возможно большей скоростью. Для менее легированных сплавов допускается охлаждение в воде, но для высоколегированных сложных сплавов предпочтительней охлаждение на воздухе в масле и других мягкоохлаждающих cpедах, так как охлаждение в воде может привести к термическим трещинам.

Для достижения высоких прочностных свойств и жаропрочности жаропрочные стали и сплавы подвергают двойной обработке состоящей из закалки и последующего старения.

Для рассматриваемых сплавов операция закалки по своему эффекту отличается и закалки углеродистых сталей и проводится с целью растворения карбидных и интерметаллидных фаз в твердом растворе, т.е. для получения однородного твердого раствора, обладающего минимальной твёрдостью. В США и Англии закалка обычных углеродистых сталей называется «hardening», т. е. приобретение твердости; закалка же жаропрочных сплавов называется «solution treating», т. е. обработка на (твёрдый) раствор.

Для всех дисперсионно-твердеющих жаропрочных сталей и сплавов температура нагрева под закалку примерно такая же, как и температура отжига.

Выдержкой при высоких температуpax достигается растворение избыточных фаз в твердом растворе и получение зерна требуемых размеров. Величина зерна сталей и сплавов зависит от температуры награ и времени выдержки.

Часто после закалки рекомендуют проводить быстрее охлаждение — для предотвращения выделений избыточных фаз [20]. Однако, как будет показано далее, это излишне, особенно при обработке сложных аустенитных сплавов, у которых даже при сравнительно быстром охлаждении происходит кататермическое твердение, т. е. выделение упрочняющих фаз при охлаждении с высокой температуры. Этот процесс зависит от склонности сплавов к дисперсионному твердению, поэтому необходимо остановиться на этом важном явлении.

Дисперсионное твердение или старение сталей и сплавов может быть: анатермическое, кататермическое и изотермическое. Диатермическое старение происходит в процессе нагрева стали или сплава при непрерывно повышающейся температуре, кататермическое старение происходит в пpoцеcce охлаждения стали или сплава при непрерывно снижающейся температуре [1]. Изотермическое старение происходит при постоянной температуре

Существуют слабо, умеренно и сильно дисперсионно-твердеющие сплавы. Резкого разграничения между ними нет, однако по интенсивности процессов дисперсионного твердения легко разделить эти группы сплавов. По этому принципу впервые в работе [1], а после и в работе [2] дисперсионно- твердеющие сплавы были подразделены на три группы.

Сильно дисперсионно-твердеющие стали и сплавы в основном эффективно упрочняются вследствие твердения при кататермическом старении. Эти сплавы содержат 5-7 % и более упрочняющей фазы. Дополнительное старение этих сплавов мало или почти не приводит к возрастанию твердости и прочности, например такие сплавы, как: НХ35ВТЮ (ЭИ787), ЭИ929, ЭИ867, Юдимет 700, Nin-109, Nin-115 и др. Химический состав сплавов приведен в табл. 3 и 4.

Умеренно дисперсионно-твердеющие сплавы упрочняются при кататермическом и в большей степени при изотермическом старении. Эти сплавы ХН35ВТ (ЭИ612), ЭИ612К, ХН35ВТР (ЭИ725), ЭП164, А-286, Дискалой-24 содержат 2-5 % упрочняющей фазы.

Слабо или мало дисперсионно-твердеющие сплавы упрочняются только лишь при искусственном изотермическом старении. Кататермическому старению эти стали и сплавы не подвержены и содержат небольшое количество упрочняющей фазы (до 2 %). К этой группе относятся сплавы: ЭИ813, Х25Н16Г7АР (ЭИ835), ЭИ435, Nim-75, V-480S и др.

Таким образом, нет необходимости в обеспечении быстрого охлаждения сплавов после высокотемпературного нагрева. Необходимое упрочнение сплавов той или иной группы может быть достигнуто в результате естественного кататермического или искусственного изотермического старения, или, наконец, в результате их комбинаций.

Двойная закалка. Для некоторых, особенно содержащих значительное количество упрочняющей фазы, сплавов наилучшее сочетание механических свойств получается после двойной закалки (нормализации) 6. Первая высокотемпературная нормализация (1170-1200 °C) обеспечивает образование гомогенного твердого раствора и сравнительно крупное зерно, способствующее наиболее высокому сопротивлению ползучести. Вторая низкотемпературная нормализация (1000-1100 °C) приводит к преимущественному выделению карбидов по границам зерен и образованию упрочняющей фазы различной дисперсности. Более крупные выделения γ’-фазы образуются при охлаждении от 1050 °C на воздухе [3]. У многих сплавов — ХН70ВМТЮ (ЭИ617), ЭИ929, ХН35ВТЮ (ЭИ787), серия «нимоник» — после двойной нормализации с последующим старением значительно повышаются жаропрочные и пластические свойства.

Дисперсионное твердение (старение). Для получения высоких прочностных свойств почти все жаропрочные сплавы перед эксплуатацией подвергают дисперсионному твердению (выделение дисперсных фаз из твердого раствора). Состав и природа упрочняющих фаз определяют у данного сплава температурные режимы старения.

В жаропрочных сплавах на никельхромовой, железоникельхромовой и кобальтникельхромовой основах содержатся:
а) первичные карбиды (TiC, VC, ТаС, ZrC, NbC и др.), имеющие очень высокую температуру диссоциации;
б) вторичные карбиды (M₂₃C₆; М₆С; М₇С₃), выделяющиеся из твердого раствора. Карбид M₂₃C₆ образуется в сплавах с 5 % Сr и более;
в) основные упрочняющие интерметаллидные γ’-фазы (Ni₃Ti, Ni₃Al, Ni₃Nb и др.). Вследствие тонкой дисперсности этих фаз и когерентности с твердым раствором, сплавы при их образовании приобретают максимальную жаропрочность.

Стали и сплавы с карбидным упрочнением применяются при более низких температурах, чем сплавы с интерметаллидным упрочнением. Карбиды менее дисперсны, более склонны к коагуляции и распределены в матрице сплава менее равномерно, чем γ’-фазы. Однако для достижения средней жаропрочности достаточно одного карбидного упрочнения. Карбидные фазы дополнительно упрочняют сплавы, твердеющие в результате выделения γ’-фазы.

Морфология частиц γ’-фаз и карбидов в значительной мере зависит от термической обработки и ее длительности и регулирует свойства сплавов. Длительность тепловых выдержек приводит к укрупнению размеров частиц γ’-фазы и вызывает реакции, происходящие в первую очередь по границам зерен. Для понимания процессов, протекающих в сплавах при термической обработке, и прогнозирования их свойств при длительной службе очень важно знать точный состав γ’-фазы при любой температуре и различном времени выдержки при этой температуре, а также химический состав матричного твердого раствора. Скорости превращения карбидных и интерметаллидных фаз, их реакций могут оцениваться дополнительно с помощью данных кинетики изменений твердости, физических и механических свойств. В наиболее распространенных, жаропрочных сплавах на никелевой основе, содержащих хром и кобальт, легированных алюминием, титаном и молибденом, реакции превращений можно выразить в виде уравнения: МС+γ→М₆С+γ+γ’+МС, где М элементы: Сr, Ti, Та и другие; М’ — те же карбидообразующие элементы, что и в М. Приблизительно половина количества углерода, по данным работы [22], остается в карбидах МС, нами условно названных М’С; γ’-фаза (Ni₃M) — соединение избытка титана, алюминия в твердом γ-растворе с никелем.

Карбиды М₆С образуются при 980-1150 °C, тогда как карбидная реакция МС→М₂₃С₆ протекает при 760-980 °C. Установлено [9, 10], если в сплаве содержится молибден и вольфрам в сумме >6 %, то в основном будут выделяться карбиды в форме М₂₃С₆, однако указано [11], что данное положение, по-видимому, неточно обосновано. Это зависит, очевидно, от содержания углерода.

Исследованиями, проведенными на сплаве В-1900, установлены реакции, протекающие в нем после термической обработки (1080 °C 4 ч, воздух+899 °C 10 ч, воздух) и в процессе длительного старения до 2400 ч при 980 °C [10]. Они выражены уравнением:
МС + γ + γ’ → М₆С + γ + остаток γ’.

Карбиды МС (а = 4,37 Å) богаты титаном и танталом, а карбиды М₆С (а = 11,05 Å) богаты молибденом, никелем и кобальтом. Карбиды М₆С наблюдаются в двух формах: глобулярной и пластинчатой. С течением времени глобули и пластинки карбидов укрупняются. Выделения γ’-фазы вначале глобулярны, потом появляется γ’-фаза в виде пластинок, со временем при высокой температуре происходит их рост, агломерация и удлинение в размерах. Одновременно выделения γ’-фазы окружают все карбиды и границы зерен в виде оболочки. Приложение напряжения значительно ускоряет процесс перехода карбидов МС в карбиды М₆С и интерметаллидные изменения. В сплавах с более высоким содержанием хрома в основном образуются карбиды М₂₃С₆.

Скорости реакции превращения γ’-фазы больше при наложении напряжений в процессе тепловой выдержки, чем при напряжениях, предварительно полученных перед этим. Напряжения приводят к избирательным процессам выделений и превращений и способствуют утолщению границ зерен, вызывают удлинение и коалесценцию упрочняющих фаз, как было показано в работах [12, 13]. Укрупнение зерна способствует ускорению реакций превращений карбидных и интерметаллидных фаз, происходящих в пограничных зонах. Например, появление высокотемпературной пластинчатой фазы в сплавах обнаруживается значительно раньше в крупнозернистых сплавах.

В работе [24] установлено образование в сплаве 15 Сr-25 Ni-3 Al-2,5 Ti интерметаллидной фазы Ni₂—Al, Ti, наряду с γ’-фазой Ni₃(Al, Ti). Фаза Ni₂Al, Ti образуется в процессе старения при 700 °C и имеет вид пластин, размер которых увеличивается с течением времени выдержки. Эта фаза выделяется главным образом в областях, свободных от γ’-фазы, а также по границам зерен. Она некогерентна с твердым раствором, поэтому микропустоты перед разрушением сплава образуются в первую очередь вблизи её выделений.

Фазы Лавеса (АВ₂) — незначительно упрочняют сплавы вследствие их некогерентности с твердым раствором и термической неустойчивости. Но при наличии в структуре γ’-фазы, фазы Лавеса дают возможность, из-за свойственной им длительности инкубационного периода выделения продлевать срок службы сплавов при температурах не выше 750 °C.

Боридные фазы — типа М₃В₂, М₃В, М₅B₅ разных борсодержащих сплавах имеют сложный химический состав. Например, в данным работы [14], такие фазы соответствуют соединению (Мо_0,5Cr_0,25Ti_0,15Ni_0,10)₃B₂

В зависимости от наличия тех или иных фаз и состояния сплава (литой, деформированный) назначают режимы дисперсионного твердения. Температура старения не должна вызывать растворение упрочняющих фаз и коагуляцию или коалесценцию. Хотя в некоторых случаях для получения заданных свойств приходится заведомо применять высокие температуры, вызывающие коагуляцию частиц и выделение их в менее дисперсном виде. Обычно старение сплавов с карбидным упрочнением проводят при 600-800 °C, с интерметаллидным упрочнения при 700-1000 °C, в зависимости от количества и состава избыточных фаз. С увеличением количества упрочняющей фазы (суммы титана и алюминия) в сплавах повышается и температура старения (см. рис. 1). Сплавы, содержащие более 8 % (Ti+Al), только нагревают до 1050-1200 °C и охлаждают на воздухе. Такие сплавы в результате кататермического старения приобретают максимальное упрочнение (например, сплавы ЖС6-К и ЭИ857). Сплавы Rene 100 и IN-100 с 9-10,5 % (Ti+Al) подвергай старению при

1000 °C, но это по существу вторая закалка, а не старение. По-видимому для таких сплавов это высокотемпературное старение излишне, они в еще большей степени подвержены кататермическому старе нию, и для них вполне достаточно охлаждения на воздухе с температур нормализации, как, например, показано на рисунке для сплава IN-100

Рис.1. Режимы старения сплавов на основе никеля в зависимости от содержания титана и алюминия.

Режимы старения можно изменять в зависимости от требуемых свойств сплава. Существуют ступенчатые режимы старения — двойные и более сложные, но они мало приемлемы для практики. Для кратковременных сроков службы и особенно для длительных сроков применение многоступенчатых режимов старения совершенно не оправдано, так как полученные структуры в процессе сложных термических обработок неизбежно меняются в условиях длительной эксплуатации, при воздействии температуры и нагрузки. Процессы старения в сплавах продолжают протекать независимо от исходного структурного состояния. Частицы упрочняющей фазы коагулируют, коалесцируют, а неустойчивые частицы растворяются в твердом растворе, происходят повторные и неоднократные выделения новых более равновесных (на данном этапе) частиц, эти процессы происходят одновременно. В зависимости от температурных условий тот или иной процесс может преобладать. После выдержки (обычно от 4 до 16 ч) при температурах старения сплавы охлаждают на воздухе.

Типичные режимы термической обработки для зарубежных сплавов представлены в табл. 1. [20] и для отечественных — в табл. 2. Химические составы этих сплавов приведены в табл. 3 и 4. Следует отметить, что отжиг для этих сплавов у нас почти не применяется, да и отжиг от закалки (нормализации) очень незначительно отличается (см. табл. 1).

Содержание элементов в %

CCrCoMoWTiAlFeBДругие элементыЭИ4350,1020———0,300,101——ХН77ТЮР0,0520———2,50,810,010,10 CeХН70ВМТЮ0,1015—362,12,1до 50,020,02 Ce; 0,3 VХН35ВТЮ0,0515——331,2

400,030,02 CeЭИ445Р0,0518—4,54,52,51,210,010,02 CeЭИ8930,0515—5101,41,410,010,02 CeЭИ9290,0610,515561,74——0,1 Ba; 0,5 VЭИ8670,069,55105—4,5—0,02—ЖС6-К [21, 23]0,1511,54,5452,85,510,02—

Температура закалки за рубежом ниже и время выдержки значительно меньше (почти в 2 раза), чем температура закалки, применяющаяся в СССР. В результате этого зарубежные сплавы более мелкозернистые, чем применяемые у нас. Вторую закалку за границей не применяют, тогда как у нас она успешно применяется для многих сплавов.

Приведенные в табл. 1 и 2 типичные режимы термической обработки могут быть изменены в зависимости от требований. Известно, что сплавы с крупным зерном, получаемым при нагреве до высоких температур, имеют более высокое сопротивление ползучести, чем мелкозернистые. Крупнозернистые сплавы (2-3-й балл) имеют и значительно более высокую длительную прочность при высоких температурах. Однако, в случае умеренно высоких температур (600-700 °C) более высокой жаропрочностью обладают сплавы со средним размером зерна 4-5-го балла. Мелкозернистая структура вследствие большей поверхностной энергий разветвленных границ зерен более нестабильна, особенно при повышенных температурах эксплуатации, поэтому величина зерна жаропрочных сплавов, особенно предназначенных для длительной службы, должна соответствовать 3-4-му баллу стандартной шкалы. Такая величина зерна обычна после нагрева до 1100-1120 °C, а у сложноле гированных сплавов при 1150-1170 °C.

За рубежом большинство промышленных сплавов нагревают при этих температурах.

Для получения высоких прочностных свойств при комнатной и невысоких температурах (

550 °C) нормализацию следует проводить при 950-1050 °C и старение при более низких температурах, вследствие чего сплавы получаются мелкозернистым (5-6-й балл), упрочненные тонкодисперсными выделениями γ’-фазы.

Таким образом, выбор режима термической обработки определяется требуемыми механическими свойствами. При применении сильно дисперсионно-твердеющих сплавов для работы при температурах, превышающих температурный интервал дисперсионного твердения (например, при 900-950 °C), их подвергают только одной нормализации. При нагреве до температур эксплуатации происходит интенсивное твердение сплавов в процессе нагрева (анатермическое старение), они получают максимальное упрочнение в зоне рабочих температур и могут определенное время успешно выдерживать нагрузки. Однако такие же сплавы, предварительно состаренные, имеют меньший запас сопротивляемости температурам и нагрузкам и, следовательно, менее работоспособны. Слабо дисперсионно-твердеющие сплавы (ЭИ813, ЭИ435, Inconel-600 и др.) не подвергают старению, так как дисперсионное твердение их дает малый эффект и происходит во время эксплуатации. Для обеспечения длительной стабильности сплавов необходимо умеренное содержание упрочняющих фаз в их структуре (т. е. применение умеренно дисперсионно-твердеющих сплавов). Очень важно при этом получить равномерное и максимальное выделение тонкодисперсных интерметаллидных и карбидных фаз, что предусматривалось ступенчатыми режимами обработки. Ступенчатые режимы старения [15], хотя и приводят к потере прочностных свойств, но значительно повышают пластические свойства и уменьшают склонность сплавов к тепловой хрупкости. Однако проведенные позднее эксперименты показали нецелесообразность этого метода. Так, на сильно дисперсионно-твердеющем сплаве ХН35ВТЮ (ЭИ787) были проверены сложные режимы термической обработки одновременно с самым простым режимом, состоящим только из одного старения при 750 °C. Оценивалась склонность к тепловой хрупкости при выдержках до 10’000-20’000 ч и температуре 700 °C. Результаты (табл. 5) показывают, что независимо от сложности предварительного режима термической обработки сплав охрупчивается. Увеличение числа ступеней отпуска или продолжительности выдержки влияет лишь только на исходные значения ударной вязкости. В процессе старения она снижается, причем в меньшей степени после термической обработки, состоящей из одного старения.

Как было ранее указано, процессы дисперсионного выделения, коалесценции и растворения термодинамически неустойчивых частиц второй фазы происходят непрерывно. Эти процессы происходят регенеративно, цикл повторяется за циклом, поэтому сколько бы сплав ни состаривать предварительно и усложнять режимы термической обработки, он при длительной тепловой выдержке будет изменять свои свойства, охрупчиваться в результате постоянного выделения частиц упрочняющей фазы и изменения структурного состояния.

Следует остановиться на оригинальном и простом режиме термической обработки дис персионно-твердеющих горяче- или холоднодеформированных сплавов, который состоит из одинарного старения (без предварительной закалки).

Этот режим позволяет получать наилучшие прочностные свойства и пластичность в широком диапазоне температур, а также наивысшую жаропрочность и сопротивляемость усталости при температурах до 750 °С [1]. Кроме того, этот режим обеспечивает лучшее сопротивление тепловой хрупкости и нечувствительность к надрезам. Режим обработки, состоящий только из одного старения, проверен на некоторых сплавах и успешно внедрен в производство [1, 16, 17]. Сведений о применении таких режимов за границей пока не имеется.

Другое важное условие обеспечения длительной стабильности сплавов — достижение высокой термической устойчивости упрочняющих фаз. Это достигается усложнением состава упрочняющих фаз, введением в сплав элементов, которые частично входят в состав упрочняющей γ’-фазы. Наиболее эффективные упрочняющие γ’фазы — Ni₃Al и Ni₃Ti и их сочетание — Ni₃(А1, Ti) могут быть усложнены: ниобием, танталом, оловом, кремнием, магнием, бериллием, рутением, молибденом и другими элементами, обеспечивающими дисперсионное твердение никелевых сплавов. Из них особый интерес представляют элементы с несколько большим атомным диаметром, например олово.

Атомные диаметры некоторых элементов, образующих с никелем фазы типа γ’, следующие:

Снятие напряжений. Для снятия напряжений и стабилизации размеров деталей часто используют отпуск. Внутренние напряжения могут возникать в результате механической обработки, сварки или в процессе эксплуатации. Готовые изделия из жаропрочных сплавов подвергают отпуску при 400-700 °C с выдержкой в зависимости от габаритов изделия; после отпуска медленное охлаждение. При более высоких температурах отпуска начинают протекать процессы старения, и для многих сплавов отпуск может быть совмещен с обычным старением, поэтому, как окончательную обработку перед эксплуатацией, целесообразно проводить старение, позволяющее полностью снимать внутренние напряжения.

Новые исследования. В США выдан патент на метод повышения твердости, прочностных характеристик, сопротивления ползучести и жаростойкости аустенитных жаропрочных сплавов на никелевой, никелькобальтовой и других основах (Патент США № 3329535 от 4.07.1967 г.). Этот метод заключается в обработке на твердый раствор с охлаждением на воздухе при приложении высокого гидростатического давления (10’000-50’000 атм), что заметно уменьшает растворимость углерода в твердом растворе (выдержка под давлением 1-10 мин). В результате высокого давления атомы углерода или карбиды «выжимаются» из матрицы в когерентные выделения и располагаются в форме сетки, при этом частицы когерентных фаз не выпадают, как обычно, по границам зерен. При последующем старении (650-980 °C) карбиды выделяются вокруг равномерно распределенных ячеистых образований твердого раствора.

Представляют интерес исследования, проведенные в США на сплаве Inconel-718. Упрочнение этого сплава достигается выделениями γ’-фазы на основе Ni₃Nb, состав которой соответствует соединению Ni₃(Nb_0,8Ti_0,2), [11]. Сплав Inсоnе1-718 медленно дисперсионно-твердеющий и вследствие этого высокотехнологичный и хорошо свариваемый. Он применяется для работы до 760 °C. Его высокая прочность (σ_0,2 до 120-145 кГ/мм 2 ) сочетается с хорошей коррозионной стойкостью. Обращает внимание невысокая температура нормализации 955 °C (см. табл. 1), обеспечивающая высокие значения прочности. Влияние ниобия на свойства этого сплава благотворно и эффективно. Титан также оказывает повышающее влияние на свойства сплава Inconel-718, не меньше, чем ниобий. Влияние алюминия менее существенно, вызывает небольшое повышение прочности с переменным эффектом. Кремний по влиянию подобен ниобию с небольшими отклонениями. В работе [18] изложены результаты исследований двойных (Ni+Si) и тройных (Ni+Si+Ti) сплавов. Установлено образование β-фазы: Ni₃S и Ni₃(Si, Ti), в сплавах, содержащих —

12-13 % Si и 6-10 % Si и 1-4 % Ti соответственно. Рентгеноструктурным методом установлено, что фаза Ni₃(Si, Ti) подобна γ’-фазе Ni₃(Al, Ti); Ni₃Si, или β-фаза в двойных сплавах образуется в результате перитектоидной реакции при температурах ниже 1040 °C. Она обладает значительной пластичностью, как и соответствующая ей фаза Ni₃(Si, Ti). Добавка в двойной сплав титана (

Вредные фазы. При длительной термической обработке или в процессе службы во многих жаропрочных сплавах выделяются σ-, μ- и другие фазы, которые не имеют строгого стехиометрического соотношения и являются твердыми растворами переменного состава. Эти фазы вызывают понижение пластических свойств сталей и сплавов. Образованию σ-фазы в значительной степени могут способствовать хром, вольфрам, молибден и др. Небольшие добавки кобальта (до 5 %) могут уменьшить процесс σ-образования. При этом он входит в состав упрочняющей фазы Ni₃M и освобождает хром в твердый раствор. Содержание кобальта выше 5 % активно влияет на σ-образование, особенно при недостатке в сплаве хрома. Существуют методы расчета времени образования σ-фазы в сплавах. Это — вычисления так называемой точки N_v — точки плотности электронных вакансий [11, 19], однако они не всегда точны. Есть сплавы, имеющие опасную точку N_v, но не образующие σ-фазу. В сплавах Ud-700, Ud-500, Ud-520, IN-713C, Rene-41 была обнаружена σ-фаза. Хотя σ-фаза понижала характеристики сплавов Ud-700 и IN-100, она мало или совсем не влияла на прочность других сплавов [11, 22]. Исследованиями высокопрочных литых сплавов установлено, что присутствие σ-фазы не влияет на снижение свойств [11].

Сплавы на никелевой основе хорошо противостоят окислению до температур 850-950 °C. При более высоких температурах (температуры нагрева под закалку) они окисляются с поверхности и по границам зерен, поэтому для термической обработки жаропрочных сплавов при высоких температурах, по данным работы [20], желательно иметь вакуумные или водородные печи. Охлаждение металла по окончании выдержки достигается с помощью струи инертного газа. Если окисление недопустимо, необходимо применять печи с защитной атмосферой. Нагрев в соляных ваннах нежелателен, так как хлориды ванны могут реагировать с поверхностью металла в процессе нагрева даже при температурах старения. Термические печи для проведения старения могут быть обычные с воздушной атмосферой и нагреваться газом. Разбавленная экзотермическая атмосфера сравнительно безопасна и экономична. Эндотермическая атмосфера не рекомендуется. Если недопустимо окисление, то применяют атмосферу аргона. Точность регулирования температуры при термической обработке должна быть для деформируемых сплавов в пределах 4-5 °C, для литых 8-10 °C.

1. Назаров Е. Г., Латышов Ю. В. Улучшение свойств дисперсионно-твердеющих жаропрочных сталей и сплавов. М., ГООИНТИ, 1964, № 23—64—1349/26.
2. Борздыка А. М., Цейтлин В. 3. Структура и свойства жаропрочных сплавов в связи с термической обработкой НТО МАШПРОМ М., «Машиностроение», 1967.
3. Беликова Э. И., Назаров Е. Г. «МиТОМ», 1962, № 7.
4. Betterige W., Franklin А. «J. of the Institute of Metals», 1957, v. 85.
5. Беттеридж В. Смит. Жаропрочные металлические материалы. Изд-во иностр. лит., 1958.
6. Беляцкая И. С., Лившиц Б. Г. «Известия вузов. Черная металлургия», 1960, № 7.
7. Эстулин Г. В. Приложение к журналу «Сталь», 1958.
8. Лившиц Д. Е., Химушин Ф. Ф. Исследования по жаропрочным сплавам. АН СССР, 1957.
9. Danеsi W., Donachie М., Radаvich J. «TASM», 1966, v. 59.
10. Danesi W., Dоnасhie M. «J. of the Institute of Metals», 1969, v. 97.
11. Cowan T. «J. of Metals», 1968, v. 20, № 11.
12. Назаров E. Г., Приданцев M. В. «МиТОМ», 1963, № 11.
13. Назаров Е. Г. «МиТОМ», 1969, № 8.
14. Sims С. «J. of Metals», 1966, № 10.
15. Левин Е. Е., Пивник Е. М. Прогрессивные методы термической обработки высоколегированных жаропрочных сплавов. Серия «Металловедение и термическая обработка». Вып. 4. Ленинград, 1963.
16. Гуляев А. П., Устименко М. Ю, «Известия АН СССР «Металлы», 1966, № 6.
17. Ульянин Е. А. «МиТОМ», 1966, № 10.
18. Williams К. «J. of the Institute of Metals», 1969, v. Э7.
19. Murphy H., Sims C. Beltran A. «J. of Metals», 1968, v. 20, № 11.
20. Burger J., Hanink D. «Metal Progress» 1967, v. 92, № 1.
21. Wagner H., Prock J «Metal Progress», 1967, v. 91, № 3.
22. Mihalisin I., Bicber C., Grant R. «Trans, of Metallurgical Society of А1МЕ», 1968, v. 242.
23. Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М. «Металлургия», 1969.
24. Ozel М., Nutting I. «J. Iron and Steel Institute», 1969, v. 207.

Источник