Карбидную неоднородность

ных фазах. В карбидных фазах также находится до 50% молибдена. Хром в основном содержится в твердом растворе. В структуре стали присутствуют карбиды трех размеров — крупные карбидные частицы эквивалентным диаметром 0,2—0,3 мкм; мелкие карбиды вытянутой формы, расположенные по границам и субграницам, размером 0,02—0,05 мкм и дисперсные частицы размером до 0,01 мкм округлой формы, расположенные в теле зерен. Таким образом, оба вида термической обработки обеспечили как субструктурное, так и карбидное упрочнение обеих сталей.

Повышение сто,2 аустенитных нержавеющих сталей достигается двумя путями: дисперсионным твердением, когда в сталь вводят Ti и А1 или V и N, или выделением ег - фазы из а - твёрдого раствора, которому сопутствует а —> 72 превращение; упрочнением в результате выделения дисперсных карбидов (карбидное упрочнение).

Карбидное упрочнение, проводимое посредством дополнительного легирования V и некоторыми другими элементами, которые приводят к образованию термостойких карбидов без введения N, характерно для таких сталей, как 35Х13Н8Г9М2ФБ, 26Х5Н15Г8Ф, 45Х5Н12Г5Ф и т.п. Однако некоторые из них, имеющие повышенное содержание С и, соответственно, высокую прочность, не обладают достаточной пластичностью, ударной вязкостью и коррозионной стойкостью.

Высокая жаропрочность и карбидное упрочнение сталей достигаются введением в хромоникелевый или хромоникелемарган-цевый аустенит 0,3—0,5 % С и карбидообразующих элементов Mo, W, V, Nb и др. Такими сталями являются 45Х14Н14В2М и 40Х15Н7Г7Ф2МС. Сталь 45Х14Н14В2М применяют после отжига при 820 °С (охлаждение на воздухе) для изготовления клапанов авиационных двигателей и в газотурбостроении для крепежа. После отжига структура стали — аустенит и карбиды типа МзСв и МвС

Существующие виды упрочнения промышленных никелевых сплавов (дисперсное твердение, карбидное упрочнение, сложное легирование и термомеханическая обработка) позволяют сохранять их работоспособность только до температур 1223-1323К. Поэтому важным явилось создание МВКМ никеля, армированных волокнами и способных работать длительное время при более высоких температурах. Применяют следующие упрочнители: нитевидные кристаллы («усы»), проволоки тугоплавких металлов, керамические и углеродные волокна.

В конце 1940-х гг. обнаружили (впервые - на сплаве М-252), что добавки Мо обеспечивают существенное дополнительное твердорастворное и карбидное упрочнение. А вскоре для этой цели стали применять и другие тугоплавкие элементы: W, Nb, Та, и в наши дни - Re. В сложном наборе реакций с у'-фазой, карбидами и матрицей участвует Hf.

Понятно, что углерод играет определяющую роль в литейных сплавах, разработанных в расчете на самую высокую длительною прочность, поскольку карбидное упрочнение — основной механизм, реализуемый в Со сплавах при обработке старением. Известно, что с изменением содержания углерода в диапазоне 0,3-0,6 % (по массе) происходит нелинейный рост прочности, поэтому для поддержания характеристик прочности при растяжении, длительной прочности и пластичности управление действием углерода имеет критическое значение. В отличие от прочности пластичность снижается с ростом содержания углерода в этом диапазоне. Еще важнее то, что пластичность может заметно снизиться в результате образования вторичных карбидных выделений во время эксплуатации при 650 — ~927 °С. В простых деформируемых сплавах [содержание С <0,15% (по массе)] важным вкладом углерода является также сдерживание роста зерен при опера-

Механизмы упрочнения, которые реализуют в кобальтовых сплавах, зиждутся на тщательно соразмеренном соотношении вклада тугоплавких легирующих элементов в твердораствор-ное и в карбидное упрочнение. И тот и другой вид упрочнения необходим для обеспечения высокотемпературной длительной и усталостной прочности. Карбидные выделения в сильной степени подавляют зернограничное проскальзывание и рост зерен, а также снижают дислокационную подвижность. В интервале 538-816 °С вдоль дефектов упаковки и в зоне их взаимного пересечения происходит активное образование мелкодисперсных вторичных выделений М23С6, оказывающих сильное разнонаправленное влияние на прочность и пластичность. Зернограничные карбидные выделения подавляют зер-ноГраничное проскальзывание при 7">982 °С. Роль твердо-растворного упрочнения при участии тугоплавких легирующих элементов возрастает, коль скоро упрочняющее влияние внутризеренных карбидных выделений снижается в результате их срастания.

Упрочняемые старением сплавы, содержащие одновременно значительные количества Ni и Fe, составляют самостоятельный класс суперсплавов. Их используют для изготовления множества деталей газотурбинных двигателей и паровых турбин: 'рабочих лопаток, дисков, валов, кожухов, деталей крепежа; в некоторых автомобильных двигателях применяют клапаны, изготовленные из суперсплавов этого класса. В данной главе мы рассмотрим природу суперсплавов на же-лезоникелевой основе, их состав (химический и фазовый) и структуру, проследим, в какой связи с этими особенностями находятся разнообразные свойства. Объектом нашего внимания являются железоникелевые суперсплавы, обладающие аустенитной у-матрипеб со структурой г.ц.к., которая упрочнена выделениями упорядоченной интерметаллической фазы или карбидными. Для суперсплавов данного класса характерно содержание 25—60 % Ni и 15—60 % Fe. Основное место в данной главе мы уделим железоникелевым суперсплавам, которые упрочняются старением, и лишь вкратце коснемся тех сплавов этого класса, для которых применяют главным образом твердорастворное деформационное и/или карбидное упрочнение. Некоторые сведения, касающиеся сплавов этого вида, опубликованы в обзорах [1, 2].

Основными легирующими элементами для создания сплавов на основе ниобия являются W, Mo, Ti, Та, V, Zr, Hf и элементы внедрения (С, О, N). Сплавы ВН-2, ВН-3, ВН-4 содержат Мо и Zr (основа — ниобий), сплавы 5ВМЦУ, РН-6С, ИРМН-3 — W, Mo, Zr и карбидное упрочнение. Как чистый ниобий, так и его сплавы активно взаимодействуют при нагреве с атмосферными газами — кислородом, азотом и водородом, что требует применения защитных покрытий.

Для теплоустойчивых и жаропрочных сталей перлитного, бейнитного, мартенситного и аустенитного классов, а также для сплавов на никелевой основе в настоящее время находят основное применение карбидное и интерметаллидное упрочнения. При реализации эффекта карбидного упрочнения основными легирующими элементами являются в сталях с решеткой а — Fe хром, молибден, ванадий и иногда ниобий; в аустенитных сталях — хром, молибден, титан и ниобий. Эффект карбидного упрочнения определяется стойкостью карбидов и наибольший при использовании карбидов типов TiC, NbC и VC, в состав которых не входит основной элемент — железо. За счет карбидного упрочнения может быть сохранена удовлетворительная длительная жаропрочность сталей с решеткой а—Fe до 550—570° С, а аустенитных сталей до 650° С. В сплавах на никелевой основе карбидное упрочнение не используется ввиду его нестабильности при температурах выше 650° С.

Для плоскопараллельных рабочих частей калибров и другого инструмента применяют сталь X, которая имеет незначительную карбидную неоднородность.

Сталь Х6ВФ имеет меньшую карбидную неоднородность по сравнению с высокохромистыми сталями, однако уступает им по прокали-ваемости и теплостойкости; применяется она для штампов сравнительно небольших размеров.

Особенностью быстрорежущих сталей является наличие в их структуре большого количества специальных карбидов типа МвС (на основе Fe3W3C или Fe3Mo3C), МС (на основе VC) и М23Св (на основе Сг23Се) [4]. Карбид цементитного типа Fe3C в быстрорежущих сталях обычно не обнаруживается. Образующиеся в процессе первичной кристаллизации карбиды приводят к существенной неоднородности строения, появлению эвтектической карбидной сетки. Последующая пластическая деформация позволяет уменьшить карбидную неоднородность, улучшить механические свойства.

Увеличение содержания легирующих элементов, особенно вольфрама, приводит к увеличению карбидной неоднородности. В связи с этим стали Р9 и Р12 по сравнению со сталью Р18 имеют меньшую карбидную неоднородность и соответственно лучшие механические свойства как в отожженном, так и в термически обработанном состоянии.

Таким образом, молибденовые и молибденовольфрамовые быстрорежущие стали имеют меньшую карбидную неоднородность и лучшие механические свойства. Технологические преимущества сталей Р9, Р12, Р9МЗ перед сталью Р18 заключаются также в лучшей пластичности. Малопластичная сталь Р18, как правило, не может быть применена при изготовлении инструмента методами пластических деформаций. Легирование быстрорежущих сталей ванадием и особенно кобальтом заметно повышает твердость и ухудшает обрабатываемость в отожженном состоянии.

Высокохромистые штамповые стали типа Х12 позволяют получить высокую износостойкость и прочность, хорошо шлифуются. Эти стали при закалке не получают значительной деформации, что весьма важно для изделий сложной конфигурации. Они содержат большое количество карбидов хрома типа Сг7С3 (16% в стали Х12Ф1). После закалки в структуре остается значительное количество (12%) избыточных карбидов высокой твердости. Особенностью сталей типа Х12 является их высокая карбидная неоднородность. Горячая механическая обработка снижает карбидную неоднородность, но поскольку стали этого типа применяют в основном в больших

В этом отношении весьма перспективна сталь Х6ВФ, которая практически при той же теплостойкости, что и сталь типа Х12, имеет значительно меньшую (на 2—3 балла) карбидную неоднородность (табл. 21).

Для обеспечения высокой износостойкости инструментальной легированной стали проверяют: глубину обезуглероживания поверхностного слоя, микроструктуру по 10-балльной эталонной шкале (см. приложение I к ГОСТу 5950—63), карбидную неоднородность по 10-балльной шкале (см. приложения 2 и 3 к ГОСТу 5950—63).

снижая износостойкости, устранить карбидную неоднородность и повысить технологичность.

Однако присутствие большого количества избыточных карбидов создает значительную карбидную неоднородность стали Р18 (недостаточно устранимую горячей механической обработкой), ухудшающую ее ковкость и прочность тем значительнее, чем меньше была деформация при прокатке (табл. 47).

Сталь Р9, более экономичная по составу, чем сталь Р18, имеет меньшую на 1—2 балла карбидную неоднородность, чем сталь Р18, и более