Сплавы 36НХТЮМ5 и 36НХТЮМ8 (влияние молибдена на структуру и свойства сплавов на железоникельхромовой основе) » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Сплавы 36НХТЮМ5 и 36НХТЮМ8 (влияние молибдена на структуру и свойства сплавов на железоникельхромовой основе)

13.06.2021

Работами Института прецизионных сплавов ЦНИИЧМ показано, что в результате дополнительного введения молибдена в сплав типа З6НХТЮ повышаются его прочностные свойства при нормальной температуре и при нагреве. На основании этих работ созданы сплавы 36НХТЮМ5 (ЭП51) и 36НХТЮМ8 (ЭП52) с содержанием в среднем 5 и 8% Mo соответственно.

Структура сплавов с 5 и 8% Mo в равновесном состоянии после медленного охлаждения от высоких температур состоит из матричной фазы y-твердого раствора, у'-фазы и фазы Лавеса с гексагональной кристаллической решеткой типа Mg2Zn, имеющей, по данным А.В. Смирновой, состав (Fe, Ni, Cr)2 (Mo, Ti). В отличие от сплава 36НХТЮ в сплавах, легированных молибденом, n-фаза (Ni3Ti) не обнаруживается, что, возможно, связано с тем, что молибден, входящий, по данным, в состав у'-фазы [(Ni, Fe)3 (Ti, Al, Mo)], тормозит ее перестройку в n-фазу.

При нагреве до температур закалки происходит постепенное растворение избыточных фаз. При этом фаза у' растворяется с большей скоростью и при более низких температурах, чем фаза типа (Fe, Ni, Сr)2 (Mo, Ti). После закалки с 980° С в структуре сплавов сохраняется небольшое количество избыточных фаз. В сплаве с 5% Mo фаза Лавеса располагается по границам зерен, а в сплаве с 8% Mo — также и в объеме зерен. При нагреве до 1100° С фаза у' полностью отсутствует, но молибденовая фаза все еще сохраняется в виде отдельных включений. После закалки с 1200° С фаза, богатая молибденом, отсутствует и структура сплавов представляет собой однородный Y-твердый раствор. Исследование процесса рекристаллизации сплава 36НХТЮМ8 А.Г. Карповым показало, что величина зерна у-твердого раствора этого сплава после любой степени предшествующей деформации и нагрева до 1000—1100° С, значительно меньше, чем в сплаве без молибдена (рис. 178). Как предполагается в работе, в сплаве с молибденом возникает больше центров рекристаллизации, рост которых замедляется из-за того, что в присутствии молибдена снижается поверхностная энергия. Кроме того, частицы избыточной фазы, сохраняющиеся нерастворенными при высоких температурах, оказывают барьерное действие, препятствуя росту зерен.
Сплавы 36НХТЮМ5 и 36НХТЮМ8 (влияние молибдена на структуру и свойства сплавов на железоникельхромовой основе)

Возможно, что последний фактор имеет важнейшее значение, поскольку после полного растворения фазы (Fe, Ni, Сr)2 (Ti, Mo) увеличение зерна резко возрастает.

Основные закономерности термической обработки сплавов с 5 и 8% Mo в основном те же, что и сплава 36НХТЮ. В частности, чем ниже температура закалки, тем больше концентрационная и структурная неоднородность у-твердого раствора. Наибольшее упрочнение сплава 36НХТЮМ5 достигается после закалки с 980° С, а сплава 36НХТЮМ8 — после закалки с 1000° С в воде. Однако для повышения пластичности, необходимой для выполнения операций штамповки упругих элементов, температуру закалки указанных сплавов повышают до 1050—1100° С. После закалки прочность сплавов, содержащих молибден, выше, чем сплавов без молибдена, что объясняется более мелким зерном и присутствием некоторого количества избыточной фазы, богатой молибденом. Характерная особенность структурных превращений, происходящих при отпуске, — выделение основной упрочняющей фазы у' преимущественно по непрерывному механизму. Только в сплаве с 5% Mo наблюдаются, правда, очень узкие зоны прерывистого распада.

Указанное влияние молибдена можно объяснить тем, что он связывает вакансии, в результате их сток к границам сильно замедляется и поэтому соответственно снижается скорость диффузии в приграничных зонах. В то же время развитие прерывистого распада требует ускоренной диффузии именно в этих зонах. Другое — альтернативное объяснение описанного влияния молибдена преимущественным его скоплением у границ, по-видимому, менее обоснованно, поскольку более адсорбционно-активными в указанных сплавах являются титан и алюминий. Первое из объяснений более убедительно также и потому, что в сплавах, содержащих молибден, резко замедляется рост частиц у'-фазы при отпуске (рис. 179), который требует подвижности вакансий.

По данным, средний размер частиц у'-фазы в сплаве 36НХТЮМ8 после отпуска при оптимальной температуре (750 °С) меньше, чем в сплаве 36НХТЮ (2*10в-5 мм вместо 2,18*10в-5 мм), но число частиц на 1 мм2 из-за большого ее объемного количества заметно больше (77,4*10в7 вместо 43,0*10в7/мм2), что и обеспечивает большее упрочнение. По данным А.В. Смирновой, между частицами у'-фазы и матрицей нет четких границ раздела, что свидетельствует о когерентной связи между этими фазами. При старении сплавов с 5 или 8% Mo также выделяется богатая молибденом фаза Лавеса. Однако ее количество значительно меньше, чем фазы у' Кроме того, фаза типа (Fe, Ni, Сr)2 (Mo, Ti) некогерентна и ее частицы при равных температурах отпуска по величине приблизительно на два порядка больше, чем частицы у'-фазы. Поэтому следует согласиться с А.В. Смирновой, утверждающей, что основное упрочнение сплавов, содержащих молибден, объясняется выделением у'-фазы, скорость коагуляции которой в этих сплавах значительно меньше, чем в сплаве без молибдена (рис. 179). Несомненно, что высокому упрочнению способствует и равномерность распада у-твердого раствора, происходящего во всем объеме кристаллитов по единому структурному механизму (непрерывные выделения).

Предел упругости (o0,002) сплава 36НХТЮМ5 после закалки с 980° С и отпуска при 750° С, 4 ч составляет 830—930 Мн/м2 (85—95 кГ/мм2), а сплава 36НХТЮМ8 после закалки с 1000° С и того же отпуска 930—980 Мн/м2 (95—100 кГ/мм2), что заметно выше, чем у сплава 36НХТЮ. В случае более высокотемпературной закалки (при 1050—1080° С), необходимой для повышения пластичности сплава 36НХТЮМ8, предел упругости после того же отпуска ниже: 830 Мн/м2 (85 кГ/мм2). Для повышения предела упругости сплава 36НХТЮМ8, как и сплава без молибдена, целесообразно применить двухступенчатое старение: при 750° С, 4 ч и при 680° С, 4 ч. В этом случае предел упругости повышается примерно на ~50 Мн/м2 (5 кГ/мм2).

Свойства тонких лент из сплава 36НХТЮМ8, как и из сплава 36НХТЮ, можно существенно улучшить, используя после термической обработки электрохимическое полирование. После снятия поверхностного слоя толщиной 10—15 мкм, который, по данным микрорентгеноспектрального анализа, обеднен молибденом и титаном, предел упругости (о0,005) сплава после термической обработки (закалка с 1050° С и отпуск при 750° С, 4 ч) или термомеханической обработки (закалка, холодная пластическая деформация с обжатием 15% и отпуск) увеличился на 100 и на 60 Мн/м2 (10 и 6 кГ/мм2) соответственно. Ho особенно сильно повысилась релаксационная стойкость в условиях статического и циклического нагружения (рис. 177). Так, в случае испытаний сплава 36НХТЮМ8 в статических условиях при о0 = 705-725 Мн/м2 (72—74 кГ/мм2) снижение напряжений за 1000 ч при 20° С после закалки и отпуска составляет 3%, а после электрополирования 1,3%. При температуре испытания 350° С релаксация напряжений [о0 = 588-608 Мн/м2 (60—62 кГ/мм2)] после закалки и старения равна 6,4% за 1000 ч, а после дополнительного электрополирования в два раза меньше (3,2%). Остаточная деформация, накапливаемая при циклическом нагружении электрополированных образцов, в 2—3 раза меньше, чем без этой обработки. Кроме того, после электрополирования заметно повышается живучесть сплава 36НХТЮМ8. Так, если в условиях симметричного цикла нагружения при напряжении о0 = 590 Мн/м2 (60 кГ/мм2) сплав без электрополирования поверхности разрушается через 1,7*10в5 циклов (симметричный цикл), то после электрополирования число циклов до разрушения возрастает до 2,4 *10в5, т. е. увеличивается более чем на 30%.

Таким образом, электрополирование является необходимой поверхностной обработкой сплава.

Если сравнить деформацию ползучести при 20 и 150° С для сплавов 36НХТЮ и 36НХТЮМ8 после оптимальной термической обработки, то при равных напряжениях преимущество на стороне сплава с молибденом, особенно при 150° С (рис. 180).

В тех случаях, когда требуется высокая стабильность упругих чувствительных элементов, целесообразно более длительное старение при 750° С — в течение 6 ч, уменьшающее деформацию ползучести при статическом нагружении, а также циклическую релаксацию (рис. 181).

Присутствие молибдена в сплавах на железоникельхромовой основе повышает предел упругости и сопротивление ползучести не только при 20° С, но и при нагреве.

При кратковременном нагружении (25 сек) сплавы 36НХТЮ и 36НХТЮМ5 имеют почти одинаковую температурную зависимость предела упругости (рис. 182), напоминающую зависимость для модуля упругости (рис. 183). В случае длительного нагружения предел упругости сплава 36HXTIO значительно снижается при нагреве до >200° С, а сплава 36НХТЮМ5 — только после нагрева выше 300° С. На более высокую теплостойкость сплавов, дополнительно легированных молибденом, указывают и результаты релаксационных испытаний (рис. 184). Наибольшей релаксационной стойкостью обладает сплав 36НХТЮМ8, меньшей— 36НХТЮМ5 и, наконец, наиболее низкой — 36НХТЮ. О высокой релаксационной стойкости сплава с 8% Mo также свидетельствуют данные работы. Наибольшая релаксационная стойкость у этого сплава достигается после закалки с 1150° С и отпуска при 750° С, 2 ч, у сплава с 5% Mo — после закалки с 1050—1150° С и отпуска при 750° С, 2 ч, или при 700° С, 8 ч, а у сплава без молибдена — после закалки с 950 или 1100°C и отпуска при 700° С, 2 ч.

Теплоустойчивость сплава типа 36НХТЮ можно также повысить введением вместо молибдена — вольфрама.

Сплав ЭИ787 (ХН35ВТЮ), по данным, после закалки при 1080—1120° С представляет собой y-твердый раствор. После низкотемпературного отпуска происходит внутрифазовый распад твердого раствора, завершающийся образованием когерентносвязанной с матрицей фазы типа y' [(Ni, Fe)3 Ti, Al], что приводит к значительному упрочнению. Для достижения максимального упрочнения рекомендуется отпуск при 750—800° С в течение 16 ч, во время которого выделяется до 11% фазы у'. Однако при этом сплав приобретает чувствительность к надрезу. Для обеспечения высокой жаропрочности и нечувствительности к надрезу рекомендуется двойная закалка с 1150—1180° С, а затем с 1050° С на воздухе. После старения при 750—840° С, а лучше двухступенчатого при 830° С, 10 ч, и при 700—750° С, 16 ч, достигается оптимальное сочетание свойств.

Этот же режим рекомендуется и после одной низкотемпературной закалки. Для термической обработки пружин может быть предложен следующий режим термической обработки: закалка с 1050° С на воздухе и старение при 750° С, 16 ч. При этом oв = 1470-1570 Мн/м2 (150—160 кГ/мм2).

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: