|
Дисперсно-уякчените интерметални стомани и сплави на основата на желязо образуват отделен клас материали, основата на легиране и термичната обработка на които се базират на едни и същи принципи. По своите топлояки свойства стоманите и особено железните сплави се доближават към сплавите на никелова основа и в някои случаи могат да бъдат техни заместители. Хромникеловите аустенитни стомани и сплави на основата на желязо са легирани с никел и с аустенитообразуващи елементи в количества, осигуряващи получаване на устойчив аустенит в определен температурен интервал, започвайки от температурите на втвърдяване и завършвайки с дълбок студ (70оС).
За разлика от стоманите с карбидно уякчаване този клас материали имат ограничено съдържание на въглерод; болшинството от стоманите са заваряеми. Вследствие на ограниченото количество на въглерода, за получаване на устойчива γ – решетка на твърдия разтвор на стоманите и сплавите, те трябва да съдържат значително количество никел, балансиран със съдържанието на елементи, стабилизиращи структурата на ферита. Оказва се, че никела влияе еднопосочно на технологичността и топлоякостта. Колкото е по-голямо съдържанието на никел, толкова е по-голяма топлоякостта на желязоникелхромовия аустенит. От друга страна, колкото е по-голямо съдържанието на никел, толкова е по-технологична сплавта в металургичното производство; следователно, по-богатата с никел основа на сплавта може допълнително да се легира с по-сложни комплекси и да се добавят легиращи елементи в по-големи количества. Доколкото делението на стомани и сплави е условно (сплавите се различават от стоманите с по-високото ниво на легиране на стомана), не трябва да се търси рязка граница, имаща физически смисъл, между стомана с 25%Ni и сплав с 35% Ni. Обаче, повишеното съдържание на никел дава възможност на металургията да произведе сплави, съдържанието на втора фаза на които е 20%, а в същото време, в стоманите, то не е повече от 10%. За повишаване на топлоякостта, желязоникелхромовата основа, обикновено, комплексно се легира с елементи, уякчаващи твърдия разтвор и предизвикващи дисперсионно втвърдяване. Обикновено за уякчаване се въвеждат 10-35%Cr, до 7%Mo, до 6%W, до 1,3% Nb, до 0,5%V, до 3,2%Ti, до 3,2%Al. Освен тези елементи, може да се въведат и тантал и кобалт, но поради тяхната дефицитност, те нямат практическо приложение. Ограничено е и приложението на стомани с волфрам. Молибден - оказва най-благоприятно влияние върху топлоякостта и технологичните свойства на стоманите и сплавите. Хром – много ефективно уякчава твърдия разтвор, като подобрява топлоякостта чрез уякчаване на матрицата, образуването на карбидите и участие в образуването на редове от други уякчаващи фази. Покрай това, хрома е основен елемент, предпазващ стоманите и сплавите на желязна основа от окисляване. Освен с основните легиращи елементи, много силно се уякчава желязоникелхромовия аустенит и с въглерод, азот и бор, които се добавят, обаче в ограничено количество, тъй като при превишаване на оптималното съдържание, пада пластичността. Същото може да се каже и за цирконий. За повишаване на технологичната пластичност на стоманите и сплавите, се вкарват редки метали и метални групи ІІ-А. Тези елементи се свързват с вредните примеси в устойчивите съединения, изкарвайки ги от същия този твърд разтвор. Освен това, изменяйки повърхностното напрежение на границата фаза-матрица, те (особено елементите на група ІІ-А) способстват за сфероидизация на отделянията в летия метал, повишавайки по същия начин деформационната му способност. В стоманите и сплавите на желязна основа се използват голям брой уякчаващи фази. Преди всичко – това са карбидните фази TiC, NbC, VC, ZrC. Всички промишлени стомани и сплави съдържат един или няколко карбиди от вида MeC, които най-често съдържат малко количество азот. Тези карбиди не се деформират при коване и забележимо преминават в твърдия разтвор при температури, по-високи от 1200оС (освен карбида VC). В структурата, монокарбида MeC се отделя най-често по границите на зърната, като големи включвания с неправилна форма. Карбидите със сфероидален вид обикновено съпътстват структура, осигуряваща добра пластичност. Знае се, че в отделни случаи се образува сложния карбид Me6C. Присъствието на голямо количество хром води до това, че в стоманите и железните сплави винаги след пълен цикъл на термична обработка, присъства хромовия карбид Me23C6. От интерметалните фази ще отбележим следните: γ-Ni3(Al, Ti, Nb); β-Ni3Ti; η- Ni3Ti; δ-орторомбична Ni3Nb; σ-фаза; фази на Лавес от вида Fe2Mo, Fe2W или твърди разтвори на тези фази от вида Fe2(Mo, W). Заедно с това, голяма роля във формирането на свойствата на стоманите и сплавите играят боридите, на които химическия състав за малки количества е недостатъчно изучен.Главния механизъм на уякчаване на желязохромникеловите стомани и сплави на желязна основа се явява дисперсното втвърдяване за сметка на отделените фази - γ, δ, η и фазите на Лавес. При тези стомани, уякчаващите фази на Лавес ефективно работят при температури до 700°С; стоманите и сплавите , с уякчаващи фази γי и η – до 750°С. Стоманите 08Х16Н13М2Б, 09Х14Н16Б са уякчени за сметка на легирането на твърдия разтвор, наличие след закаляване на карбонитрид на ниобия и на допълнителни карбиди на ниобия, отделящи се при стареенето.За тези стомани е характерно, че отношението на хрома към никела е по-малко от единица. В тази област на съставите на желязохромникеловите стомани с ниско съдържание на въглерод и при наличие на такива карбидообразуващи компоненти, както ниобия, карбида на хрома не може да се открие даже и при много продължителни задържания. Стоманите 09Х14Н19В2БР, 09Х14Н19В2БР1 имат в своя състав значително количество волфрам. Разликата в тези стомани е само в съдържанието на бор, който във втората стомана е значително повече. Основните уякчаващи фази в първата и втората стомани са еднакви – карбонитрид Nb(C,N) и фазата на Лавес Fe2W. Повишеното съдържание на бор води до някакво изменение на характеристиките на фазовия състав. Първо, във втората стомана е установена уякчаваща боридна фаза и второ, оказва се, че бора влияе върху разтворимостта на волфрама. Ако в стомана 09Х14Н19В2БР количеството на фазата на Лавес след продължително стареене не превишава 2%, то във втория случай фазата на Лавес се отделя като количество 5%, при това много бавно. В структурата на стомана 09Х14Н19В2БР се наблюдава след 5000 часа стареене при 650оС; след 1000 часа при 700ОС; след 500 часа при 750оС. С отделянето на фази на Лавес нарастват якостта и топлоякостта и малко се намалява пластичността. Пластичността се намалява много незначетелно. В това отношение фазите на Лавес имат неоспоримо предимство пред σ-фазата, която рязко окрехкостява стоманите и сплавите. Ако в хромникеловите стомани вместо ниобий се въведе титан, картината на фазовите превръщания съществено се изменя. Много силното химическо въздействие между титана и никела води до образуване при стареене на фаза Ni3Ti, която в зависимост от времето на стареене има кристална решетка, подобна на решетката на твърдия разтвор, или хексагонална плътноупакована решетка. Като пример, илюстриращ това положение, служат фазовите превръщания в стомана 08Х15Н24В4ТР. След термичната обработка, състояща се от закаляване при 1130оС и стареене при 750оС, стоманата придобива високи механични свойства, обусловени от отделянето на β-фаза, представляваща съединението Ni3Ti, със стенноцентрирана кубична решетка.Размера на частиците на β-фазата, след стандартна за дадена сплав термична обработка се колебае в границите 150 -250 кХ. Количеството на β-фазата е 1,5-2% (по маса). Обемноцентрираната решетка на β-фазата не е равновесна за това съединение, затова след 10000 часа стареене при 750оС, β-фазата се преобразува в η-фаза, но вече с хексагонална решетка. При това се изменя и морфологията на отделянията – от равноосни частички, те се превръщат в пластинчати. По външен вид структурата напомня на перлит във въглеродна стомана. Втора уякчаваща фаза Fe2W след стандартна термична обработка не се открива, цялото първоначално уякчаване е свързано с β-фазата. При увеличаване на времето за стареене в структурата на сплавта се появяват отделяния на фазата Fe2W, затова, гледайки на окрупняването и началото на преминаване на β-фазата в η-фаза, твърдостта на сплавта продължава да е висока от допълнителното уякчаване на сплавта от фазата на Лавес. След 5000 часа стареене при 700оС количеството на откритите фази на Лавес е 0,2% (по маса), напълно тя се отделя при тази температура само за 20000 часа. При това нейното количество достига в тази сплав до 2% (по маса). С β-фазата и фазата Fe2W, в стоманата през всички стадии на термичната обработка присъства карбид на титана в количество 0,35% (по маса). Композиция от елементи, състояща се от желязо, никел, хром и други добавки, когато сбора от никела и хрома превишава 50% , се отнася към категорията на сплавите. Най-простата топлояка сплав на основата на желязо е ХН32Т, прилагана за продължителна работа при температури до 850оС. На практика тази сплав представлява неуякчена основа на високолегирани сплави. Тя съдържа малко титан и ограничено количество въглерод. При такова ниско съдържание на титан (част от него отива за образуване на карбида TiC) сплавта дисперсионно не се втвърдява, като основа на нейната якост се явява якостта на твърдия разтвор. Ограниченото съдържание на въглерод води до това, чепри продължителна работа в сплавта се образува малко количество карбиди на хрома, които не окрехкостяват сплавта. Имено затова при продължително стареене (10000 часа и повече) при 700-800оС ударната жилавост на сплавта не е по-ниска от 10.102 кJ/m2. От дисперсноуякчените сплави, най-топлояка е сплавта ХН35ВТЮ. По системата на легиране тя е типична за редица други сплави, описани в литературата. След термична обработка сплавта има четири основни фази: γ-твърд разтвор, интерметалид γי състав (Ni, Fe, Cr)3(Ti, Al, W), със структура на обемноцентриран куб, карбида на титана и борида Ме3В2. Сплавта претърпява двойно закаляване. Целта на първото нагряване преди закаляването е да нарастне зърното до определен размер и да приведе γ-фазата в твърд разтвор. Закаляването на сплавта преминава през охлаждане на въздух, при което част от γ-фазата се отделя. При нагряване за второто закаляване малка част от γ-фазата остава неразтворена, освен това не преминават в твърдия разтвор и карбидите на хрома. При 1050оС втората фаза се окрупнява. При охлаждането на въздух при повторното закаляване и следващото стареене γ-фазата се отделя във вид на дисперсни включвания с размери 200-500 кХ. В резултат, уякчената сплав наред с дребните включвания има определен обем окрупнени отделяния. Такава структура позволява да се постигне висока якост и необходимия запас от пластичност. Ако двойното закаляване не се проведе, то якостта и топлоякостта ще бъдат толкова високи, колкото при двойното закаляване, но тогава сплавта няма да има запас от пластичност и ще проявява висока чувствителност към надрези. Ако работната температура на сплавта не е максималната (750оС), а понижена до 600-650оС, необходимото ниво на пластичност може да се получи за сметка на издребняването на зърната. В този случай щампования детайл с дребни зърна се подлага на стареене при 750оС в течение на 16 часа. Такава обработка забележимо повишава пластичността и якостта на сплавта при умерени температури (550-650оС). Обаче, когато сплавта трябва да има топлоякост и пластичност при продължителна работа при високи температури (вкл. до 750оС) оптималното съчетание на свойствата осигурява двойното закаляване и стареенето. Уякчаващата γ-фаза в равновестно състояние преминава в η-фаза с хексагонална решетка, при това η–фазата се приближава по състав към чистото съединение Ni3Ti. Обикновено след продължително стареене при температури 750-900оС η–фазата придобива състав (Ni, Fe)3(Ti, Al). Преминаването на γ-фазата в η способства на пластичната деформация, повишеното съдържание на титан и повишаване температурата на стареене. Фазата η се отделя във вид на пластинки и с нейната поява пластичността на сплавта спада.
|
