Какие стали относятся к аустенитным, и какими свойствами они обладают. Нержавеющая аустенитная сталь Аустенитные стали свойства

Нержавеющая сталь, (сложнолегирована сталь) является стойкой против появления ржавчины в атмосферных условиях и коррозии в агрессивных средах. Главный легирующий элемент нержавеющей стали - Cr (содержание 12-20%). Кроме того, нержавеющая сталь содержат элементы, которые сопутствуют железу в его сплавах (С, Si, Mn, S, Р) и элементы, вводимые в сталь для придания ей нужных физико-механических свойств и коррозионной стойкости (Ni, Mn, Ti, Nb, Co, Mo). Чем выше содержание Cr в стали, тем выше ее сопротивление коррозии и жаропрочность; при содержании Cr 12% и более сплавы являются нержавеющими в обычных условиях и в слабоагрессивных средах, 17% и более - коррозионностойкими и в более агрессивных окислительных и других средах, в частности в азотной кислоте крепостью до 50%. Коррозионная стойкость нерж. стали объясняется тем, что на поверхности контакта хромсодержащего сплава со средой образуется тончайшая защитная пленка окислов либо др. нерастворимых соединений. Немаленькое значение при этом имеют однородность металла, которое соответствует состояние поверхности, отсутствие у стали склонности к межкристаллитной коррозии. В сильных кислотах (соляной, серной - которая образуется в дымоходах, фосфорной, плавиковой и их смесях) высокую коррозионную стойкость показывают сложнолегированные нерж. стали и сплавы с более высоким содержанием Ni с присадками Mo, Cu, Si в разных сочетаниях. При этом для каждых конкретных условий (температура и концентрация среды) выбирается соответствующая марка стали.

По химическому составу нержавеющие стали подразделяются на хромоникелевые, хромистые и хромомарганцевоникелевые (более 100 марок). По структуре хромистые нерж. стали подразделяются на полуферритные, мартенситные и ферритные. Наилучшую стойкость против коррозии имеют хромистые Н. с. мартенситного типа в полированном состоянии. Хромистые нерж. стали находят применение в качестве конструкционного материала для клапанов гидравлических прессов, которые турбины лопаток, арматуры крекинг-установок, режущего инструмента, пружин, предметов быта.

Нержавеющие стали обычно делятся на 3 немаленькие группы, в зависимости от их структуры:
♦ аустенитные стали обычно содержат 16-25% хрома , 6-14% никеля, кое-когда 2-6% молибдена и маленькое число иных элементов. Стали это группы - максимально широко используемые и представляют 60-70% мирового потребления. Область их применения довольно-таки широка.
♦ ферритные стали (кое-когда называемые хромистые стали) содержат по большей части 12-20% хрома . Кое-какие марки могут содержать маленькое число титана и молибдена. Коррозионная стойкость и иные свойства хуже чем у аустенитных сталей, но из-за более низкой стоимости ферритные стали используются для меньше ответственного применения.
♦ мартениститные нержавеющие стали применяются в специальных случаях, когда требуется высокая твердость и прочность. Дальше будут рассматриваться по большей части аустенитные марки. Области применения аустенитных нержавеющих сталей.

Различают аустенитные нерж. стали, которые не склонны к межкристаллитной коррозии, так называемые стабилизированные - с добавками Ti и Nb. Резкое понижение склонности нерж. стали к межкристаллитной коррозии достигается также сокращением содержания углерода (до 0.03%). Стабилизированные аустенитные нерж. стали применяются для изготовления сварной аппаратуры, которая работает в агрессивных средах (при этом после сварки термическая обработка не обязательна). В качестве жаропрочного и жаростойкого материала данные стали используются для изготовления изделий, которые подвергаются воздействию температур 550-800 °С . Стали, которые склоны к межкристаллитной коррозии, после сварки, обычно, подвергаются термической обработке (для деталей, которые сварены роликовой или точечной сваркой, термическая обработка не требуется). Хромомарганцевоникелевые и Хромоникелевые нерж. стали находят широкое применение в промышленности и быту. Для высоконагруженных элементов конструкций, которые работают при повышенных температурах (до 550 °С), применяются так называемые мартенситно-стареющие нерж. стали аустенитно-мартенситного типа, которые обладают значительной прочностью (sb = 1200-1500 Мн/м2, либо 120-150 кгс/мм2), высокой вязкостью и отличной свариваемостью.

В последнее время на рынке дымоотводящих труб и газоходов стали появляться случаи использования нержавеющих сталей не аустенитного, а ферритного класса.

Основные недостатки нержавеющих сталей ферритного класса (AISI 430, 439, 409, аналоги по Российской классификации 08Х17Т, 15Х25Т, 08Х13, 08Х18Т1) по сравнению со сталями аустенитного класса (AISI 304, 321, 316, аналоги по Российской классификации 08Х18Н10, 12Х18Н10Т, 10Х17Н13М2Т, 20Х23Н18) следующие:

♦ Неупрочняемые при термообработке.
♦ Ферритные стали склонны к охрупчиванию при длительном использовании в диапазоне температур от 300 до 600.
♦ Вязкость может быть до некоторой степени ограничена при низких температурах и в заготовках крупного сечения (переход пластичность-хрупкость).

ВНИМАНИЕ:
Срок службы дымоходных труб, изготовленных из ферритных нержавеющих сталей, толщиной 0,5 мм от 1 года составляет менее 2-х лет!

ВНИМАНИЕ:
Сварка швов ферритных нержавеющих сталей должна производиться с особой осторожностью.

ВНИМАНИЕ:
Рекомендуемая максимальная температура применения в течение длительного времени (до 10 000 час) до 800°С установлена только для нержавеющих сталей аустенитного класса. Для ферритных нержавеющих сталей данные условия использования категорически запрещены!

ВНИМАНИЕ:
Отличить ферритную сталь от аустенитной можно с помощью магнита - ферриная сталь обладает магнитными свойствами в отличии от аустенитной.

Аустенитые стали (см. табл. 1,2) применяют для изготовления деталей газовых турбин, клапанов двигателей, баков, труб и других деталей, работающих при температурах 500-700°С. Жаропрочные стали легированы хромом, никелем и являются одновременно коррозионностойкими.

Аустенитные стали подразделяют на неупрочняемые при термической обработке (нестареющие) и упрочняемые при термической обработке (стареющие) аустенитные стали.

К нестареющим аустенитным жаропрочным сталям относят стали типа 12Х18Н9Т, 12Х18Н10Т, 12Х18Н12Т.

Стареющие аустенитные стали обычно являются более сложнолегированными, например: 37Х12Н8Г8МФ5 (ЭИ481), 45Х14Н14В2М (ЭИ69) и т. п.

По способу упрочнения их подразделяют на аустенитные стали с карбидным упрочнением и аустенитные стали с интерметаллидным упрочнением.

В не упрочняемых аустенитных сталях хром вводится для придания ей коррозионной стойкости (на поверхности образуется плотная окисная пленка Cr O ), никель для получения аустенитной структуры, титан – для предотвращения межкристаллитной коррозии, которая нарушает связь между зернами и делает сталь непригодной к эксплуатации. Если в сталях нет титана (или ниобия), то в ней образуются карбиды хрома, которые при нагреве закаленной стали до 500-700°С выделяются по границам зерен, и устойчивость стали против коррозии падает. При введений титана образуются карбиды титана TiC, что исключает выделение карбидов хрома и возникновение межкристаллитной коррозии. Термическая обработка сталей заключается в нагреве до температур 1050-1100°С с последующим охлаждением в воде. Структура после закалки состоит из зерен аустенита с наличием двойников и небольшого количества карбидов TiC. Используется сталь для деталей выхлопных систем, труб, а также полуфабрикатов в виде листа и сортовой стали. Температура окалинообразования 850°С. Длительная жаропрочность стали при 600°С и выдержке 100000 ч составляет 110 МПа.

Химический состав сталей аустенитного класса с карбидным упрочнением 37Х12Н8Г8МФВ, 45Х14Н14В2М приведен в табл. 1.

Хром и молибден повышают температуру рекристаллизации и, следовательно, жаропрочность стали благодаря образованию карбидов и предохраняют сталь от окисления. Никель, расширяя -область, вводится для получения аустенитной структуры. Марганец применяется в качестве аустенитообразующего, для частичной замены никеля и увеличения устойчивости аустенита.

Ниобий и титан являются очень эффективными карбидообразователями. Содержание ниобия обычно небольшое (0,1-0,2%). Титан и ниобий используют для связывания углерода, как и в хромоникелевых нержавеющих сталях, во избежание межкристаллитной коррозии, а также для получения природного мелкого зерна.

Длительная жаропрочность при температуре испытаний 600°С и выдержке в течение 100 ч составляет 400 МПа. Структура стали после закалки с 1140°С в воде состоит из крупных зерен аустенита и небольшого количества карбидов: VС, NbC. Монокарбиды выделяются чаще всего по границам зерен в виде крупных включений неправильной формы.

Аустенитная сталь с карбидным упрочнителем 45Х14Н14В2М имеет в структуре от 2-2,6% вольфрама. Вольфрам так же, как титан и ниобий, в нержавеющих сталях предотвращает интерметаллидную коррозию. Поведение остальных элементов аналогично предыдущей стали. Структура стали после отжига при 820°С состоит из мелких зерен аустенита и большого количества карбидов. Температура закалки стали составляет 1175°С. Чем выше температура закалки, тем сталь становится более жаропрочной, но менее пластичной и вязкой. Это, по-видимому, объясняется более полным растворением карбидов в аустените, большей его устойчивостью, а также крупнозернистой структурой. После закалки в воде структура стали состоит из крупных зерен аустенита и небольшого количества карбидов. В авиадвигателестроении сталь применяется для изготовления выхлопных клапанов поршневых двигателей, лопаток компрессора последних ступеней реактивных двигателей, деталей трубопроводов.

Жаропрочные стали с интерметаллидным упрочнителем (10Х11Н20Т3Р, 10Х11Н23Т3МР) (см.табл. 1,2). Для повышения жаропрочности их легируют хромом, молибденом, вольфрамом с добавками алюминия, титана или ниобия и тантала. Титан и алюминий образуют основную упрочняющую g¢-фазу (Ni Ti или Ni TiAl). Молибден легирует твердый раствор, повышая энергию межатомной связи. Бор упрочняет границы зерен аустенита. Упрочняющая термообработка этих сталей состоит из закалки и старения (см. табл. 2). Стали используются для изготовления камер сгорания, дисков и лопаток турбин, а также сварных конструкций, работающих при температурах до 700°С.

Аустенитные стали отличаются большой пластичностью, хорошо свариваются, однако по сравнению с перлитными сталями труднее обрабатываются давлением и резанием.

Жаропрочные сплавы на железоникелевой основе (ХН35ВТ, ХН35ВТЮ и др.) дополнительно легированы хромом, титаном, вольфрамом, алюминием, бором; упрочняются закалкой и старением. Их применяют для изготовления турбинных лопаток и дисков, колец соплового аппарата и других деталей, работающих при температурах до 750°С.

Сталь, легированная хромом, никелем и марганцем, сохраняющая при охлаждении с высокой темп-ры до комнатной и ниже структуру у-твердого раствора (аустенита). В отличие от ферритной нержавеющей стали, нержавеющая аустенитная сталь не магнитна, имеет умеренную твердость и прочность, низкий предел текучести и высокие пластич. св-ва (б и г) 50%). Применительно к нержавеющей аустенитной стали закалка является операцией термич. обработки, фиксирующей аустенитную структуру. При содержании в стали никеля или марганца, недостаточном для образования полностью аустенитной структуры, получаются промежуточные структуры: аустенит + феррит, аустенит + мартенсит и др. В стали системы Fe -Сг-Мп вследствие меньшей эффективности марганца в образовании аустенитной структуры области аустенит + феррит или аустенит 4-мартенсит более развиты.

Повышение содержания хрома, введение титана, ниобия, кремния, тантала, алюминия и молибдена способствуют образованию ферритной фазы. Увеличение содержания никеля, введение азота, углерода, марганца, наоборот, способствуют расширению области существования аустенита и его большей устойчивости. Легирующие элементы по эффективности их аустенитообразующего влияния располагаются в след. последовательности (с указанием условных коэфф.): углерод (30), азот (26), никель (1), марганец (0,6-0,7), медь (0,3). Ферритообразующие элементы: алюминий (12), ванадий (11), титан (7,2-5), кремний (5,2), ниобий (4,5), молибден (4,2), тантал (2,8), вольфрам (2,1), хром (1).

Длительный нагрев нержавеющей аустенитной стали при 700-900° или медленное охлаждение с высоких темп-р вызывает образование твердой и хрупкой интермета л лидной сг-фазы, что может приводить к очень сильной потере вязкости. Нагрев стали выше 900° устраняет это явление, обеспечивая переход хрупкой а-фазы в твердый раствор. Выделение а-фазы может происходить непосредственно из аустенита либо из феррита, образовавшегося после превращения у-Н.а.с., имеющая в структуре 0-фазу, более склонна к растрескиванию в результате действия теплосмен. Степень эффективности влияния легирующих элементов на понижение темп-ры мартенсит- ного превращения увеличивается в след. порядке: кремний (0,45), марганец (0,55), хром (0,68), никель (1), углерод или азот (27).

Выделение карбидов из твердого раствора (аустенита) вызывает изменение в нем концентрации легирующих элементов, что может вызвать частичное структурное превращение и изменение магнитности, особенно в сплавах, лежащих вблизи границы между областями y ~ и а-фаз. Это превращение протекает преимущественно по границам зерен, где имеется наибольшее обеднение твердого раствора углеродом и хромом, что сообщает стали склонность к межкристаллитной коррозии. При воздействии агрессивных сред такая сталь быстро разрушается, причем тем сильнее, чем больше содержание углерода.

Нержавеющая аустенитная сталь промежуточной группы (00Х18Н10, 00Х17Г9АН4, 0Х17Н5Г9БА) при кратковрем. нагревах в течение 5-30 мин. не приобретает большой склонности к межкристаллитной коррозии. Это позволяет проводить сварку без опасности возникновения межкристаллитной коррозии в сварном соединении и зоне термич. влияния, если она проводится достаточно быстро.

Прочность хромоникелевой стали можно значительно повысить наклепом при холодной прокатке, волочении, штамповке. При этом вь может достигать 120 кг!мм2 для листа и ленты, 0О,2 увеличивается до 100-120 кг!мм2у пластич. свойства при этом падают б с 50- 60% до 10-18%. Однако этого запаса пластичности достаточно для изготовления деталей. Для проволокись увеличивается до 180- 260 кг!мм2. В сравнении с нержавеющей ферритной и полуферритной сталью

Хромоникелевые стали типа 18-8 (00Х18Н10, 0Х18Н10, Х18Н9, 2Х18Н9). Стали с малым содержанием углерода (00Х18Н10 и 0Х18Н10) применяются гл. обр. в качестве электродной проволоки для сварки. Чем ниже содержание углерода в сварочной проволоке, тем выше корроз. стойкость сварного шва. Стали Х18Н9 и 2Х18Н9 имеют сильную склонность к межкристаллитной коррозии даже при кратковрем. нагреве в интервале умеренных темп-р, поэтому после сварки детали подвергают закалке на аустенитную структуру. В осн. стали Х18Н9 и 2Х18Н9 применяют в наклеп, состоянии для изготовления высокопрочных деталей самолетов и автомобилей, соединяемых точечной или роликовой электросваркой.

Хромомарганцовоникелевая сталь Х14Г14Н с содержанием хрома 12-14% склонна к межкристаллитной коррозии при сварке и после нагрева в интервале опасных темп-р. Применяется для деталей оборудования, от к-рых требуется высокая пластичность и немагнитность. По корроз. стойкости близка к 12- 14%-ным хромистым сталям. После закалки превосходит по прочности стали типа 18-8. Удовлетворительно сваривается ручной и автоматич. роликовой и точечной сварками с применением присадочной проволоки из хромоникелевой стали типа 18-8. Термич. обработка стали после сварки (кроме точечной) устанавливается в зависимости от содержания углерода методом контрольных испытаний сварных образцов на межкристаллитную коррозию по ГОСТ 6032-58.

Сталь 2Х13Г9Н4 применяется для изготовления высокопрочных конструкций, гл. обр. из холоднокатаной профилиров. ленты. Прочность и твердость этой стали возрастают при холодной деформации более интенсивно, чем у хромоникелевой стали типа 18-8. Поэтому при холодной прокатке лент не следует допускать больших степеней деформации во избежание чрезмерной потери пластичности.

Эта сталь надежно работает в условиях глубокого холода, широко применяется в пищевой пром-сти. Сохраняет высокие механич. св-ва до 450°. Имеет склонность к межкристаллитной коррозии, поэтому служит гл. обр. для изготовления деталей, соединение к-рых осуществляется с помощью точечной или роликовой сварки. По той же причине при термич. обработке холоднокатаной ленты следует применять повыш. скорости охлаждения.

X ромомарганцовоникелевые стали с содержанием хрома 17-19% и добавкой азота (Х17АГ14 и Х17Г9АН4) имеют высокую стойкость против атмосферной коррозии и в окислит, средах. Для деталей, изготовляемых с помощью дуговой, арг оно-дуговой, газовой и атомноводородной сварки, необходимо применять сталь с низким содержанием углерода (0,03-0,05%) и строго контролировать процесс во избежание появления в сварных соединениях склонности к межкристаллитной коррозии. Для деталей, изготовляемых с помощью точечной или роликовой сварки, и деталей, к-рые после сварки подвергаются термич. обработке, а также для деталей, работающих в атм. условиях, можно применять сталь данного типа с более высоким содержанием углерода.

Хромоникелевые стали типа 18-8 с присадками титана или ниобия (Х18Н9Т, Х18Н10Т,0Х18Н10Т,0Х18Н12Т,0Х18Н12Б). Добавки титана или ниобия уменьшают склонность стали к межкристаллитной коррозии. Титан и ниобий образуют стойкие карбиды типа TiC и NbC , при этом полезный для повышения коррозионной стойкости хром не входит в состав карбидов и сохраняется в твердом растворе. Титана вводится в сталь в 4-5,5 раза больше, а ниобия в 8-10 раз больше, чем углерода. Когда содержание титана или ниобия по отношению к углероду находится на нижнем пределе, сталь не всегда стойка против межкристаллитной коррозии, особенно в условиях длит, службы деталей при умеренных темп-рах (500-800°). Это вызывается влиянием всегда присутствующего в стали азота, к-рый связывает часть титана в нитриды, а также с влиянием тепловой обработки. Перегрев стали при термич. обработке (выше 1100°) или сварке считается вредным, особенно в тех случаях, когда соотношение между титаном и углеродом находится на нижнем пределе по формуле Ti ^5(%G -0,02). В этом случае закаленная с темп-ры выше 1150° сталь 1Х18Н9Т приобретает склонность к межкристаллитной кор- розии. В случае норм, режимов термич. обработки (закалка с 1050°) и при кратковрем. нагревах необходимо, чтобы отношение титана или ниобия к углероду было соответственно не менее 5 и 10. Для длит, службы деталей при 500-750° важно, чтобы эти соотношения были не менее 7-10 для титана и 12 для ниобия. Для уменьшения склонности стали к межкристаллитной коррозии целесообразно большое снижение содержания углерода до0,03- 0,05%. Коррозионная стойкость сварных соединений из стали данного типа зависит от содержания титана и углерода в осн. металле и наплавленном шве. Т.к. титан при сварке сильно выгорает, то для электродов применяются спец. обмазки, в состав к-рых титан входит в виде ферро- титана для компенсации угара титана в присадочной проволоке. Чаще всего применяют присадочную проволоку из хромо- никелевой стали типа 18-8 без титана, но с очень низким (^0,06%) содержанием углерода (стали 0Х18Н9 и 00Х18Н10) или электроды из стали типа 18-12 с ниобием (0Х18Н12Б). В сварных соединениях из стали 1Х18Н9Т, работающих в средах, содержащих азотную к-ту, возможно появление коррозии ножевого типа, обусловленное повышенным (>0,06%) содержанием в стали углерода. Поэтому детали аппаратуры для произ-ва азотной кислоты выполняются из стали 0Х18Н10Т с содержанием углерода 0,06%. Кроме того, такая сталь обладает более высокой общей коррозионной стойкостью.

В наплавленном металле шва сварного соединения стали с титаном, имеющей двухфазную структуру (у+а), возможно a -^a - превращение при длит, нагреве в интервале умеренных темп-р (650-800°), сообщающее сварному шву высокую хрупкость. Для восстановления вязкости сварного шва и повышения корроз. стойкости рекомендуется применять стабилизирующий отжит при темп-ре 850-900°. Он очень полезен также для снятия наклепа и устранения растрескивания от коррозии под напряжением в среде кипящего хлористого магния и др. средах, содержащих ионы хлора.

Хромомарганцовоникелевая сталь с присадкой ниобия 0Х17Н5Г9БА имеет повыш. сопротивление межкристаллитной коррозии и высокую корроз. стойкость в сварных соединениях, работающих в азотной к-те. Полного иммунитета против межкристал- литной коррозии при длит, воздействиях опасных темп-р сталь не имеет, показывает склонность к межкристаллитной коррозии после длит, нагрева при 500-750° (рис.7). При высоких темп-рах обладает примерно такими же механич. св-вами, что и хромо- никелевые стали типа 18-8.

Сталь Х14Г14НЗТ имеет повыш. прочность и высокую пластичность, не склонна к межкристаллитной коррозии и может применяться для изготовления сварных деталей без последующей термич. обработки. Механич. св-ва этой стали могут быть повышены прокаткой в холодном состоянии. Нагрев в интервале темп-р 500-700° не изменяет механич. св-в стали при комнатных темп-рах. Сталь изготовляется в виде прутков, листов и ленты, хорошо сваривается всеми видами сварки при применении сварочной проволоки из стали типа 18-8 без ниобия или с ним.

Хромоникельмолибденовые стали Х17Н13М2Т и X 17H 13M 3T применяются при изготовлении аппаратуры для производства искусств, удобрений, в писчебумажной пром-сти, в химич. машиностроении и нефтеперерабатывающей пром-сти. Стали показывают высокую коррозионную стойкость против сернистой, кипящей фосфорной, муравьиной и уксусной к-т, а стали с повышенным содержанием молибдена - в горячих растворах белильной извести. Стали с повышенным содержанием углерода (>0,07%) приобретают склонность к межкристаллитной коррозии при сварке и замедленном охлаждении, а также в условиях длит, нагрева в интервале умеренных: темп-р.

Хромоникельмолибденовые стали хорошо свариваются с применением в качестве сварочного материала присадочной проволоки того же состава.

Хромоникельмолибденовая сталь 0Х23Н28М2Т благодаря присадке молибдена и большому содержанию никеля обладает высокой коррозионной стойкостью в разведенных растворах серной к-ты (до 20%) при темп-ре не выше 60°, фосфорной к-ты, содержащей фтористые соединения,и др. средах высокой агрессивности. Она применяется в деталях машин для производства искусств, удобрения. После закалки на аустенит сталь имеет умеренную прочность и высокую пластичность, хорошо говой сваркой с состава. Несмотря на содержание титана, сталь приобретает склонность к межкристаллитной коррозии после кратковрем. нагрева при 650°, если отношение содержания титана к содержанию углерода меньше 7.

Технологические свойства нержавеющей аустенитной стали вполне удовлетворительны, обработка давлением производится при 1150-850°, а для сталей с медью интервал горячей обработки сужен (1100-900°). Нержавеющая аустенитная сталь при высоких темп-рах менее склонны к росту зерен, чем стали мартенситного и ферритного классов. При комнатной темп-ре Н.а.с. имеет высокий коэфф. линейного расширения, увеличивающийся с повышением темп-ры нагрева, и пониженный коэфф. теплопроводности. Однако при высоких темп-рах разница между а и q Н.а.с. и стали ферритного класса уменьшается. Поэтому нагрев Н.а.с. при пониж. темп-рах должен проводиться медленно, а при высоких (выше 800°) - быстро.

Лит.: Химушин Ф. Ф., Нержавеющие стали, М., 1963; его же, «Качественная сталь», 1934, № 4; 1935, № 1; X имушин Ф. Ф. и Курова О. И., там же, 1936, №6;Химушин Ф. Ф.2 Ратнер С. И., Рудбах 3. Я., «Сталь», 1939, № 8, с. 40; Медовар Б. И., Сварка хромоникелевых аустенитных сталей, 2 изд., Киев - М., 1958; Металловедение и термическая обработка стали. Справочник, 2 изд., т. 2, М., 1962; Schaeffler A . L ., « Metal Progr .», 1949, v . 56, № 5, р. 680; Post С. В., Е,Ь е г 1 у W . S ., « Trans . Amer. Soc. Metals», 1947, v. 39, p. 868; Symposium on the nature, occurrence and effects of sigma phase, Phil., 1951 (ASTM. Special techn. publ , № 110); Symposium on evaluation tests for stainless steels, , 1950 (ASTM. Special techn. publ., № 93); Rosenberg S. J., D a r r J. H., «Trans. Amer. Soc. Metals», 1949, v. 41, p. 1261; К r 1 v о b о k V. N., Linkoln R. А., там же, 1937, v. 25, № 3. стали делятся на аустенитные, аустенитно-ферритные, аустенитно-мартенситные
www..htm

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 . 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 . 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 , а после и в работе 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) . 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 . 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 (M 23 C 6 ; М 6 С; М 7 С 3), выделяющиеся из твердого раствора. Карбид M 23 C 6 образуется в сплавах с 5 % Сr и более;
в) основные упрочняющие интерметаллидные γ’-фазы (Ni 3 Ti, Ni 3 Al, Ni 3 Nb 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→М 6 С +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 , остается в карбидах МС , нами условно названных М’С ; γ’-фаза (Ni 3 M ) - соединение избытка титана, алюминия в твердом γ-растворе с никелем.

Карбиды М 6 С образуются при 980-1150 °C, тогда как карбидная реакция МС →М 23 С 6 протекает при 760-980 °C. Установлено , если в сплаве содержится молибден и вольфрам в сумме >6 %, то в основном будут выделяться карбиды в форме М 23 С 6 , однако указано , 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 . Они выражены уравнением:
МС + γ + γ’ → М 6 С + γ + остаток γ’.

Карбиды МС (а = 4,37 Å) богаты титаном и танталом, а карбиды М 6 С (а = 11,05 Å) богаты молибденом, никелем и кобальтом. Карбиды М 6 С 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 М 6 С и интерметаллидные изменения. В сплавах с более высоким содержанием хрома в основном образуются карбиды М 23 С 6 .

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 . 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 установлено образование в сплаве 15 Сr-25 Ni-3 Al-2,5 Ti интерметаллидной фазы Ni 2 -Al, Ti, наряду с γ’-фазой Ni 3 (Al, Ti). Фаза Ni 2 Al, 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 (АВ 2) - 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 М 3 В 2 , М 3 В, М 5 B 5 разных борсодержащих сплавах имеют сложный химический состав. Например, в данным работы , такие фазы соответствуют соединению (Мо 0,5 Cr 0,25 Ti 0,15 Ni 0,10) 3 B 2

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 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. 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).

Таблица 1

Таблица 2

Таблица 3

Таблица 4

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 , 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 . 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 . 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 - Ni 3 Al и Ni 3 Ti и их сочетание - Ni 3 (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 Ni 3 Nb, состав которой соответствует соединению Ni 3 (Nb 0,8 Ti 0,2), . 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 изложены результаты исследований двойных (Ni+Si) и тройных (Ni+Si+Ti) сплавов. Установлено образование β-фазы: Ni 3 S и Ni 3 (Si, Ti), в сплавах, содержащих - ~12-13 % Si и 6-10 % Si и 1-4 % Ti соответственно. Рентгеноструктурным методом установлено, что фаза Ni 3 (Si, Ti) подобна γ’-фазе Ni 3 (Al, Ti); Ni 3 Si, 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 Ni 3 (Si, Ti). Добавка в двойной сплав титана (~2 %) устраняет перитектоидное β-образование, и образующаяся фаза Ni 3 (Si, Ti) имеет одинаковую точку плавления, как и соединение Ni 3 Ti (1380 °C). Сплавы, содержащие кремний и титан в указанных количествах, имеют довольно высокие прочностные свойства и пластичность. Maксимальный предел прочности и текучести литых сплавов при комнатной температуре соответственно составляют: 55-57 и 25-28 кГ/мм 2 , а минимальное удлинение нахо дится в пределах 15-30 % Другие свойства этих дисперсионно-твердеющих сплавов не приводятся.

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 Ni 3 M 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 , 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 . Исследованиями высокопрочных литых сплавов установлено, что присутствие σ-фазы не влияет на снижение свойств .

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 , 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.

Список литературы:

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.