Фазы возникающие в сплавах Ni с добавлением Fe и Cr

Железо и никель, обладая взаимной растворимостью, дают непрерывный ряд твердых растворов. Никель способствует образованию сплавов с неограниченной γ-областью. Диаграмма состояний системы Fe–Ni представлена на рисунке 4.1.

Рисунок 4.1 – Диаграмма состояний системы Fe–Ni [8]

Особенностью сплавов Ni–Fe с высоким содержанием железа является медленный распад γ-фазы при низких температурах. Об этом свидетельствует наличие по крайней мере трёх разных диаграмм состояния Fe-Ni. Наиболее часто приводится диаграмма (рисунок 4.1). Равновесие в области α+γ достигается при выдержках до двух лет. Особо большое распространение нашли сплавы системы Ni–Fe–Cr без дополнительных присадок и с присадками титана, ниобия, молибдена, меди и др.. Диаграмма состояний Fe–Cr–Ni представлена на рисунке 4.2

Рисунок 5.2 – Диаграмма состояний системы Fe–Cr–Ni при 600 ^оС [16]

Повышение содержания хрома, наоборот, уменьшает, область существования γ-фазы. В системе Ni–Fe–Cr σ-фаза появляется в широком интервале составов. σ-фаза обладает ограниченной растворимостью в α- и γ- твердых растворах и выделяется в сплавах никеля с железом и хромом при температурах приблизительно 900 – 950°С. Выделяясь в ряде случаев по границам зерен, она сообщает сплаву большую хрупкость. Присадка ферритообразующих элементов (Cr, Ti, Аl и др.) ускоряет образование σ-фазы, а присадка аустенитообразующих элементов (N, С и др.) замедляет ее выделение.

С увеличением содержания титана или алюминия или их суммы увеличивается количество γ'-фазы или фазы Ni₃Al и их термическая стойкость. При этом алюминий оказывает очень сильное влияние на количество γ'-фазы в никельхромотитанистых сплавах. С повышением количества алюминия содержание легирующих элементов в γ'-фазе резко возрастает. Сплавы на никелевой основе (без титана) упрочняются вследствие образования фазы Ni₃Al, которая также повышает их жаропрочные свойства.

При введении хрома в двойные и тройные сплавы системы Ni–Al–Ti механизм превращений в этих сплавах не меняется, но кривые растворимости смещаются в сторону меньших концентраций. Кроме того, изменяется энергия связи атомов в кристаллической решетке и скорости диффузии хрома и титана.

Межкристаллитная коррозия вызывает большую потерю прочности конструкции, часто без изменения внешнего вида. Большинство исследователей считает, что межкристаллитная коррозия никелевых сплавов с содержанием хрома объясняется электрохимической неоднородностью поверхности сплава, связанной с работой гальванической пары. Анодами являются небольшие обедненные хромом зоны металла по границам зерен, а катодами - вся остальная поверхность, находящаяся в пассивном состоянии, не подвергающаяся разрушению. Причину межкристаллитной коррозии этих сталей связывают также и с возникающими на границах зерен напряжениями вследствие превращения γ-фазы в α-фазы, так как образование α-фазы сопровождается заметным уменьшением объема.

Для борьбы с межкристаллитной коррозией могут быть использованы следующие методы:

а) термическая обработка изделий, в том числе и сварных, с нагревом до температуры 1050-1120° С и последующим быстрым охлаждением в воде;

б) применение сплава с пониженным содержанием углерода (не выше 0,03%, а иногда и более низким, что определяется степенью агрессивности среды);

в) введение в сталь таких стабилизаторов (карбидообразующих элементов), как титан, ниобий и др.

Для того чтобы связать углерод сплава в другие карбиды, устраняя таким образом возможность образования карбидов хрома, а следовательно, уменьшить возможность появления склонности к межкристаллитной коррозии, нужно ввести в сплав присадку титана, ниобия и др.. Практически в сплав вводят обычно титана в 6–7 раз больше, чем углерода. Содержание ниобия в сплаве должно превышать содержание углерода примерно в 8–10 раз.

В процессе дисперсионного упрочнения протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса:

1. Разупрочнение вследствие распада перенасыщенного твердого раствора (уменьшается твердорастворное упрочнение матрицы).

2. Упрочнение вследствие выделения дисперсных частиц (собственно дисперсионное упрочнение).

Введение Mo в γ-твердый раствор затрудняет диффузионную подвижность атомов, тем самым повышает температуру рекристаллизации и термическую стойкость, в результате этого затрудняется снижение прочности γ-твердого раствора при высоких температурах. Помимо этого Mo затрудняет рост частиц упрочняющей фазы. Его введение необходимо в количестве 3–4 %.

Боридные и карбидные фазы

Эффект влияния бора на свойства жаропрочных никелевых сплавов определяется не только сегрегацией бора по границам зерен но, очевидно, и по механизму дисперсионного упрочнения частицами боридной фазы. Высокая дисперсность частиц боридной фазы и формирование сравнительно однородного их распределения в пределах колоний (группировок) способствует усилению эффекта. Взаимнодополняющее пространственное расположение группировок боридной фазы и выделений карбидной фазы, выявленное при наложении микроструктуры, трековой авторадиограммы по бору, активационной авторадиографии по углероду свидетельствует о конкурентном характере образования выделений боридной и карбидной фазы. Установлена высокая устойчивость группировок дисперсных боридных частиц, которые сохраняются в условиях нагрева до 1210 °С.