CC BY
36
■-►
МЕТАЛЛУРГИЯ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
УДК 669.1.017:669.018.44:669.018.28:621.74.011
А.И. Рудской, Г.П. Анастасиади, А.С. Орыщенко,
С.Ю. Кондратьев, М.Д. Фукс
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИЙ В ЖАРОПРОЧНОМ СПЛАВЕ 45Х26Н33С2Б2 ПРИ ТЕМПЕРАТУРАХ ЭКСПЛУАТАЦИИ. Сообщение 3: МЕХАНИЗМ И КИНЕТИКА ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
Результаты анализа строения жаропрочного жаростойкого сплава 45Х26Н33С2Б2, выполненного в [1, 2], показали, что его структура в литом состоянии неоднородна и состоит из фаз разной природы, которые при высокотемпературной выдержке претерпевают различные изменения — растворение существующих, образование и последующее растворение новых фаз сложного состава. Изменчивость фазового состава при высоких (1100—1200 °С) температурах— неотъемлемое свойство сплава 45Х26Н33С2Б2 на Fe-Cr-Ni-основе. Это выделяет его из ряда жаростойких жаропрочных сплавов на железной или никелевой основе, предназначенных для работы при температурах до 1000 °С. Объяснение этого явления дано С.Б. Масленковым [3]: «...процессы дисперсионного выделения, коа-лесценции и растворения термодинамически неустойчивых частиц второй фазы происходят непрерывно. Эти процессы происходят регенеративно, цикл повторяется за циклом, поэтому, сколько бы ни состаривать сплав 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».
Исходная литая структура сплава 45Х26Н33С2Б2 находится в крайне неравновесном фазовом состоянии, поскольку переход к состоянию равновесия подавлен высокой скоростью охлаждения при первичной кристалли-
зации, равной для стандартных условий охлаждения Кохл « 1 К/с. Об этом свидетельствует наличие большого объема эвтектики, состоящей из матричной у-фазы и карбида Ме7С3, образовавшегося в связи с сильной ликвацией углерода (коэффициент распределения между жидкой и твердой фазами при кристаллизации к « 0,2) и значительной ликвацией хрома (к « 0,8) [1]. Эвтектика не является стабильной, и в процессе выдержки при 1150 °С длительностью до 100 ч большая ее часть в структуре растворяется [2]. Одновременно в процессе выдержки происходит взаимодействие различных карбидных фаз и матрицы с образованием и последующим растворением продуктов превращения: карбида Ме23С6 и различных интерметаллидных фаз, обозначаемых как у'-фаза и у"-фаза, различного (переменного) состава, определяемого особенностями взаимодействия карбида Ме23С6 и карбида ниобия №С с матричной у-фазой [4].
Направленность процесса трансформации структуры можно определить исходя из средней концентрации электронных дырок в легированном твердом растворе [3, 5], которая рассчитывается по формуле
N = ^та1 (^), (1)
I=1
где ша1 — атомная концентрация элементов в твердом растворе; — концентрация электронных дырок для каждого элемента, приведенная в [3, 4]. Основные элементы, образующие ГЦК у-фазы, дают следующий вклад (1/атом)
в среднюю концентрацию электронных дырок: алюминий — 7,66; кремний — 6,66; титан —6,66; ниобий — 5,66; хром — 4,66; вольфрам — 4,66; молибден — 4,66; марганец — 3,66; железо — 2,22; никель — 0,61.
Методика расчета концентрации электронных дырок в атомах разных элементов предполагает ряд допущений, особенно при анализе результатов расчета применительно к установлению граничных условий существования различных фаз в железо-хром-никелевых жаропрочных сплавах. В этом случае принципиально допущение о близости состояния сплава к равновесному. Оно позволяет исключить из рассмотрения влияние фактора времени, которое фактически не может быть учтено при анализе термодинамических предпосылок возникновения центров новой фазы. Фактор времени — определяющий для диффузионного транспорта атомов, обеспечивающего рост центров новой фазы и ее растворение при термической обработке или эксплуатации жаропрочных сплавов в интервале температур 1000—1200 °С (Т/Тсол = = 0,77—0,86). При этих температурах диффузионные потоки элементов замещения (потоки взаимной диффузии) имеют значительную интенсивность (D = 10-11—10-12 см2/с), но остаются лимитирующим процессом стабильности или изменчивости структуры сплава.
Составы у, у' и у"-фаз в этих сплавах могут существенно изменяться в процессе термической обработки и при эксплуатации. Интерметаллид-ные фазы в сплаве 45Х26Н33С2Б2 образуются как после первичной кристаллизации, так и после длительных выдержек при температуре 1150 °С [1, 2]. Состав фаз, определенный микро-рентгеноспектральным анализом с использованием анализатора Tescan VEGA 5136 LM в исходном состоянии и после выдержки различной длительности при 1150 °С, приведен в табл. 1 (в массовых и атомных процентах).
Инструментальное определение состава фаз позволяет установить направление процесса трансформации структуры. Предполагается [3, 5], что увеличение числа электронных дырок относительно Nv = 2,50 свидетельствует о возможности образования и роста фаз с высоким содержанием хрома при снижении содержания железа и никеля, например у'-фазы. Однако из полученных экспериментальных данных (см.
табл. 1) видно, что для жаростойких сплавов, например сплава 45Х26Н33С2Б2, эта закономерность справедлива только для исходного литого состояния. При длительной выдержке в исследованном сплаве происходит растворение как карбидных фаз, так и у'-фазы, которая, очевидно, неравновесна; при этом показатель N в начале высокотемпературной выдержки (до 50 ч) повышается от 2,50 до 3,60, а затем (при 100 ч) снижается до 3,30.
Анализ места расположения фаз и кинетики их образования, роста и растворения позволил сформулировать несколько положений:
1) базовый матричный состав в основном твердом растворе и в эвтектике остается практически неизменным в процессе длительной высокотемпературной выдержки и характеризуется концентрацией электронных дырок N = = 2,50 1/атом;
2) образование у'- и у"-фаз различного состава сопровождается повышением концентрации электронных дырок до N = 3,80—3,30;
3) образование у'-фазы происходит по механизму взаимной диффузии за счет замещения в узлах кристаллической решетки покидающих его элементов с низкой концентрацией электронных дырок — железа = 2,22) и никеля (^ = 0,61) — прибывающими по механизму диффузионного «дрейфа» элементами с высокой концентрацией электронных дырок — кремнием = 6,66) и ниобием = 5,66). Соответственно: покидает объем новой фазы (масс. %) до 32 % железа и до 20 % никеля; прибывает для образования новой фазы до 10 % кремния, 11 % ниобия, 13 % азота, 15 % хрома и до 3 % вольфрама;
4) образование у"- и у'-фаз при растворении карбида ниобия на поздней стадии высокотемпературной выдержки зависит от места образования центра новой фазы: на границе матрицы и карбида ниобия образуется высокохромистая у"-фаза с содержанием хрома до 66 масс. %, который обеспечивает повышение концентрации электронных дырок до N = 3,80 практически без участия кремния и ниобия; изолированная в карбиде ниобия у-фаза превращается в у'-фазу с N = 2,70 за счет повышения содержания кремния.
В данном случае элементы, концентрация которых в новой фазе выше, чем в матрице, под-
Таблица 1
Химический состав фаз, образующихся в сплаве 45Х26Н33С2Б2при первичной кристаллизации и длительной высокотемпературной выдержке,
и значения концентрации электронных дырок для матрицы и интерметаллидов
ЦП
№ Состояние сплава Расположение фазы в структуре Обозначение и условная формула Содержание основных химических элементов: а — масс. %; б — ат. % Концентрация электронных дырок
1 Исходное литое Матричный твердый раствор - а — 1^; 0,9Мп; 23,4Сг; 34,8М; 37,7Fe; 0,9NЪ; 0,2Мо; 0,7W б — 3,8Si; 0,9Мп; 25,0Сг; 33,0Ni; 36,5Fe; 0,5NЪ; 0,09Мо; 0,018W N. = 2,51
2 Исходное литое Карбид хрома в эвтектике Ме7С3 9,0С; 78,0Сг; 8,5Fe; 1,5№; 0,5Мо; 1,5W
3 Исходное литое Карбид ниобия 11,7С; 84,8NЪ; 0,8И; 1,2Сг; 0,7Fe; 0,7Ni
4 Выдержка при 1150 °С, 100 ч Матричный твердый раствор - а — 2^; 1,0Мп; 23,0Сг; 34,5Ni; 37^е; 0,9NЪ; 0,2Мо; 0,7W б — 0,9Мп; 24,0Сг; 33,5Ni; 36^е; 0,5NЪ; 0,09Мо; 0,018W ^ = 2,50
5 Выдержка при 1150 °С, 50 ч у'—фаза на границе карбида хрома и матрицы а — 8^; 37,1Сг; 31,0Ni; 5,0Fe; 11,0№; 3,0^ 4,0N б — 14,2Si; 35,3Сг; 26,6Ni; 4,5Fe; 6,0NЪ; 13^ N. = 3,58; без N
6 Выдержка при 1150 °С, 100 ч Центр у'-фазы, расположенной в матрице а — 8,2Si; 36,1Сг; 31,6№; 5,1Fe; 11,5NЪ; 2,8^ 4,5N б — 14^; 33,8Сг; 27,0Ni; 4,6Fe; 6,3NЪ; 13,8N N = 3,77; без N
Край у'-фазы, расположенной в матрице а — 6^; 32,5Сг; 32,5Ni; 13,0Fe; 8,8NЪ; 2,3^ 3,8N б — 11,8Si; 31,7Сг; 27,6Ni; 11,7Fe; 4,6NЪ; 12,6N N = 3,33; без N
7 Выдержка при 1150 °С, 50 ч у"-фаза на границе с карбидом ниобия Cr5NiFe а — 66Сг; 15Fe; 13Ni; 1^; 3,0^ б — 71,0Сг; 14,3Fe; 14,3Ni N = 3,80
8 Выдержка при 1150 °С, 2 ч у'-фаза внутри карбида ниобия Fe7Cг4Ni8Si а — 35,0Fe; 21,0Сг; 41,3Ni; 2,7Si б — 35^е; 20,0Сг; 40,0Ni; 5,0Si ^ = 2,70
водятся к границе раздела новой фазы и матрицы по механизму диффузионного «дрейфа». В условиях, когда для роста новой фазы необходим подвод нескольких элементов в значительных количествах, механизм роста усложняется взаимной диффузией элементов (до 50 ат. %.), прибывающих и покидающих объем растущей частицы. Для анализа такого процесса необходимо вводить ряд трудно обосновываемых допущений, усложняющих описание механизма роста и растворения новой фазы в сплаве. Для оценки кинетики роста частиц в сложном по составу сплаве 45Х26Н33С2Б2 будем считать, что процесс лимитируется диффузией элемента замещения с наибольшим соотношением его концентрации в новой фазе и в матрице (Сф/ С0), поскольку микрорентгеноспектральный анализ показывает незначительные изменения содержания химических элементов в матрице (у-фаза) в процессе высокотемпературной выдержки и, наоборот, существенную непрерывную изменчивость химического состава образующихся и растворяющихся фаз (у'-и у"-фазы) (см. табл. 1). Результаты количественной оценки соотношения Сф/ С0 в сплаве 45Х26Н33С2Б2 приведены в табл. 2. Из полученных данных видно, что при образовании и росте у'-фазы наибольшее значение отношения Сф/ С0 наблюдается в следующих случаях:
для роста частиц Fe7Cr4Ni8Si — 1,32 для кремния = 6,66) и 1,21 для никеля — воз-
можно анализом зарегистрирована начальная стадия роста частицы (1150 °С, 2 ч);
для роста частиц фазы Cr7Ni5SiзNзFeNb — 12,0 для ниобия (А^ = 5,66) и 3,74 для кремния — установлена основная стадия роста (1150 °С, 50 ч), после которой начинается стадия растворения.
Таким образом, лимитируют процесс роста у'-фазы диффузия кремния и совместная диффузия кремния и ниобия.
Рост у"-фазы Cr5NiFe характеризуется наибольшим значением отношения Сф/ С0 (2,84) для хрома = 4,66), диффузия которого в данном случае и лимитирует процесс роста частиц.
Полученные экспериментальные данные и сформулированные теоретические положения позволяют описать кинетику роста частиц новых фаз в сплаве 45Х26Н33С2Б2 как лимитируемую диффузией элементов с высокой концентрацией электронных дырок. Такая схема роста частиц новой фазы по [6] (рис. 1, а) предполагает ряд допущений:
наличие в матричной фазе на границе с карбидами центров новой фазы, способных к росту;
способность роста новой фазы через разрыв концентрации, следовательно, через разрыв термодинамических функций и структуры кристаллических решеток матрицы и образующейся новой фазы.
Схема роста частиц новой фазы по [7] (рис. 1, б) требует определения функции распределения
Таблица 2
Химический состав фаз в структуре и соотношение концентрации элементов в новых фазах и в матрице (Сф/ С0) в сплаве 45Х26Н33С2Б2
№ Фаза (состояние сплава) Содержание основных химических элементов, ат. % Соотношение Сф/С0 (для фазы и матрицы)
Si Сг № Fe №
1 Матрица — у-фаза (исходное литое) 3,8 Si; 0,9 Мп; 25,0 Сг; 33,0 М; 36,5 Fe; 0,5 №; 0,09 Мо; 0,018 W - - - - -
2 у'-фаза Fe7Cr4Ni8Si (1150 °С, 2 ч) 5,0 Si; 35,0 Fe; 20,0 Сг; 40,0 № 1,32 0,80 1,21 0,96 -
3 у'-фаза Сг^^^^е^ (1150 °С, 50 ч) 14,2 Si; 35,3 Сг; 26,6 №; 4,5 Fe; 6,0 13,4 N 3,74 1,41 0,81 0,12 12,00
4 у"-фаза Cr5NiFe (1150 °С, 50 ч) 71,0 Сг; 14,3 Fe; 14,3 № - 2,84 0,43 0,39 -
4-
Металлургия и материаловедение
избыточной энергии на границе раздела матричной и новой фаз, но позволяет объяснить непрерывность и поэтапный характер процесса роста, включая инкубационный период, в течение которого происходит повышение концентрации элемента от С0 до Сф без образования центра новой фазы, способной к росту.
В принципе, если определен инкубационный период образования новой фазы по времени появления при изотермической выдержке первых частиц фазы методом их инструментальной идентификации, то дальнейшие оценки можно проводить, решая чисто внешнюю задачу диффузионного подвода элемента с высокой концентрацией электронных дырок из матрицы к растущему зародышу новой фазы. При этом азот, являясь элементом внедрения, не может лимитировать рост частиц новой фазы из-за высоких значений коэффициента диффузии по сравнению с элементами замещения.
Рост частиц у'-фазы ориентировочного состава Сг7№5813^е№ в сплаве 45Х26Н33С2Б2 обусловлен следующим соотношением концентраций элементов в у и у'-фазах (в ат. %):
для диффузионного процесса подвода ниобия к поверхности роста концентрация в исходной матричной у-фазе С0 = 0,5 %; Сф = 7,0 %;
для процесса подвода кремния С0 = 4,4 %; Сф = 16,4 %;
на поверхности раздела фаз в соответствии с результатами вычислительного анализа без ущерба для точности концентрация на границе раздела матрицы и растущей фазы может быть принята Сгр = 0,1 С0.
Размер центра новой фазы, способного расти на подложке из карбида, экспериментально определить с достаточной точностью трудно в связи с особенностью кинетики роста, которая допускает одновременный рост одних центров и растворение других. Трансмиссионная электронная микроскопия характеризуется чувствительностью распознавания частиц 20 нм; при сканирующей электронной микроскопии возможно получение изображения частиц размером начиная от 100 нм.
Оценка среднего размера центра новой фазы, способного к росту, по аналогии с процессом кристаллизации может быть выполнена по соотношению [8]
^0 = 6а/Ь, (2)
где а — поверхностное натяжение на границе раздела у-фазы и у'-фазы, Ь — тепловой эффект об-
а)
С0
гр 0
б) С
0
Рис. 1. Схема распределения концентрации химического элемента, диффузия которого лимитирует рост новой фазы в сплаве:
а — по Слезову и Сагаловичу [6], б — с учетом «дрейфа» [7] (С0, Сф, Сгр — концентрации элемента соответственно средняя в матрице, в новой фазе и в матрице на границе раздела с новой фазой)
разования у'-фазы. Для значений а = 0,3 Дж/м2 и Ь = 3,0 кДж/кг = 2107 Дж/м3 средний размер такого центра составляет й0 = 910-8 м = 90 нм.
По-видимому, целесообразно считать, что лимитирует рост новой фазы диффузия элемента, относительное содержание которого С0/Сф в матрице наименьшее, в данном случае — диффузия ниобия. Однако, возможно, что в данном случае поток (в ат. %) диффузии 17 % хрома, 12 % кремния и 6,0 % ниобия из матрицы в у'-фазу должен быть скомпенсирован потоком диффузии из образующейся у'-фазы в матрицу 31 % железа и 4 % никеля (см. табл. 1). Следует отметить, что такие величины потоков взаимной диффузии элементов обычно не наблюдаются при рассмотрении фазовых превращений в сплавах, где основой служит один элемент, например железо (или никель).
Процессы диффузии могут быть оценены количественно с точностью до порядка величины, с учетом корректировки на основе структурных исследований, использующих оборудование
ф
ф
0
х
ф
х
с высокой разрешающей способностью. Коэффициент взаимной диффузии основных элементов в сплаве 45Х26Н33С2Б2 при температурах 1100—1200 °С — хрома и никеля в у-железе, железа в никеле — может быть принят равным Б = 10-12 см2/с. Для случая образования и роста частиц новой фазы в сплаве 45Х26Н33С2Б2 концентрация рассматриваемого элемента в ней выше, чем его концентрация в матрице (у-фаза содержит, в масс. %: 37 — железа, 35 — никеля, 23 — хрома, 4 — кремния и менее 1 — ниобия, молибдена и вольфрама [1, 2]). Следовательно, диффузионный поток элементов из матрицы к центру новой фазы при плоском росте одномерной пластинчатой фазы должен происходить через границу «новая фаза — матрица» в условиях «дрейфа», вызываемого действием движущей силы И , которая смещает атомы в направлении этой силы со скоростью V :
- Б ^ СЕ(х)
V =-И , при этом И =-, (3)
кТ Сх
где к — постоянная Больцмана; Е(х) — функция изменения с расстоянием общего потенциала (энергии) взаимодействия.
Уравнение для потока вещества имеет вид
„СС _ Б сСЕ
д=-Б—+С--
Сх ЯТ Сх
(4)
Кт) (Сф - Сгр
) = Б
дС(0, т) С дЕ(0+0)"
дх
ЯТ дх
(5)
тывая только баланс вещества на границе раздела (рис. 1, а). Тогда для диффузии элементов в матрице справедливо уравнение Фика для полуограниченного пространства
дС=б
дт
д2С
дх 2
Хф < х < ц,
с граничными условиями С(Хф) = Сгр; С(ц) = С,;
дС (да)
Кт)(Сф - Сгр) = Б
гр
дх
дС (хф, т)
дх
(6)
= 0; (7)
(8)
Решение для полуограниченного пространства имеет вид
С(х, т) - С
гр
(х -
С0 Сгр
= ей-
хф
Л
24т
(9)
размер диффузионной зоны в матрице, граничащей с растущей частицей, составляет
8 = 2л/БТ ,
(10)
а поток вещества из матрицы на межфазной границе равен
д
Уравнение (4) описывает процесс диффузионного обогащения границ зерен или межфазных границ в условиях «дрейфа». Для роста частиц новой фазы необходимо составить баланс вещества на границе «новая фаза — матрица» (рис. 1), что позволит оценить скорость роста и размер частиц новой фазы:
(11)
Размер (толщина) плоской частицы новой фазы, растущей в две стороны, составляет
ь =
С0 - Сгр 4УБт Сф - Сгр
(12)
где v(т) — скорость роста частицы; С0, Сф, Сгр — концентрации элемента соответственно средняя в матрице, в новой фазе и в матрице на границе раздела с новой фазой.
Условия на границе раздела не определены ввиду трудностей, связанных с оценкой физических характеристик, влияющих на взаимодействие новой фазы и матрицы через границу их раздела. Для анализа кинетики процесса роста или растворения частиц задачу можно упростить, рассматривая только подвод вещества из матрицы к границе раздела с новой фазой и учи-
Пользуясь полученными выше формулами, можно рассчитать условия стабильного роста ин-терметаллидных фаз в литом сплаве 45Х26Н33С2Б2 при температуре 1150 °С. Так, например, для роста у'-фазы в исследованном сплаве получаем:
1) в инкубационный период повышения концентрации ниобия от С0 = 0,5 % (у-фаза) до Сф = 7,0 % (у'-фаза)
С 2
тинк = 125Б-; (13)
тогда для С0 = 90 нм и Б = 10-12 см2/с время до начала роста частицы у'-фазы составляет около 10000 с « 3,0 час;
Металлургия и материаловедение
2) росту частицы, который лимитирован диффузией ниобия из у-фазы, соответствует
-
Сп - С
гр
Сф - Сгр Vя
л/ВГ - 0,08л/ВГ; (14)
3) в инкубационный период повышения концентрации кремния от Сп = 4,4 % (у-фаза) до Сф = 16,4 % (у'-фаза)
т - 7П ^
инк ' В
(15)
тогда для йп = 90 нм и В = 10-12 см2/с время до начала роста частицы у'-фазы составляет около 600 с;
4) росту частицы, лимитированному диффузией кремния из у-фазы, соответствует
¡я - >ВТ - п,з^л/ВГ. (16)
Сф - Сгр Я
Кинетика роста частиц у'-фазы, лимитируемого диффузией ниобия и кремния, рассчитанная по формулам (13)—(16), в сплаве 45Х26Н33С2Б2 при выдержке в области температур 11ПП—12ПП °С представлена на рис. 2.
Таким образом, результаты выполненных в [1, 2] экспериментальных исследований, а также проведенного расчетно-теоретического анализа полученных данных позволяют заключить, что в структуре литого жаропрочного жаростойкого сплава 45Х26Н33С2Б2 при температурах эксплуатации 11ПП—12ПП °С рост частиц у'-фазы образующейся на границе карбида хрома и матрицы, лимитируется одновременно диффузией ниобия и кремния. Рост частиц у'-фазы Fe7Cr4Ni8Si, не содержащей ниобия, на границе карбида ниобия и матрицы лимитируется диффузией кремния. Образование у"-фазы Cr5NiFe при растворении карбида ниобия лимитируется диффузией хрома из матрицы.
Исследование особенностей структурных изменений в жаропрочном сплаве 45Х26Н33С2Б2 при температурах эксплуатации позволило выявить механизм и кинетику происходящих в нем фазовых превращений. Процесс выделения и роста частиц новых фаз в исследованном сплаве на железо-хром-никелевой основе сопровождается значительным повышением концентрации электронных дырок от N = 2,50 для исходной матрицы (у-фаза) до N = 3,80—3,30 для образующихся у'- и у"-фаз. Основным источником повышения
нм 4000
3000 2000 1000
0 60 120 180 240 Время,
час
Рис. 2. Диффузионный рост на плоской подложке частиц новой у'-фазы с концентрацией Сф = =14С0 (№) и Сф = 4с0 (Ы^, лимитируемый диффузией № и для литого сплава 45Х26Н33С2Б2 при 1150 °С (С0 — содержание элемента в матрице)
концентрации электронных дырок являются химические элементы с высоким значением ^ — кремний = 6,66), ниобий (^ = 5,66), хром = 4,66). Образование и рост частиц новых фаз происходят в условиях диффузионного «дрейфа» этих элементов замещения из матрицы с меньшей их концентрацией (С0) к новой фазе с большей концентрацией (Сф).
Выделение и рост у'-фазы характеризуются наибольшим значением отношения Сф/С0, которое по результатам микрорентгеноспектрального анализа составляет: при росте частиц Fe7Cr4Ni8Si (1150 °С, 2 ч) — 1,32 для кремния; при росте частиц фазы Сг7№5Ы^^е№ (1150 °С, 50 ч) — 12,0 для ниобия и 3,74 для кремния. Соответственно, в первом случае лимитирует процесс роста диффузия кремния, а во втором — совместная диффузия кремния и ниобия. Рост у"-фазы Cr5NiFe (1150 °С, 50 ч) характеризуется наибольшим значением отношения Сф/С0 (2,84) для хрома, диффузия которого и лимитирует этот процесс.
Таким образом, структура литого сплава 45Х26Н33С2Б2 действительно нестабильна, постоянно претерпевает фазовые превращения в процессе эксплуатации при температурах 1100— 1200 °С. Однако за счет диффузионного перераспределения химических элементов в сплаве устанавливается некоторое условное динамическое «равновесие». Такое состояние может быть достаточно устойчивым к разупрочнению и обеспечивать высокую работоспособность сплава. Для ее количественной оценки необходимо определить значения длительной прочности сплава 45Х26Н33С2Б2 при температурах выше 1100 °С. Это является задачей следующего этапа работы.
0
2
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Орыщенко, А.С. Особенности структурных изменений в жаропрочном сплаве 45Х26Н33С2Б2 при температурах эксплуатации. Сообщение 1. Литое состояние [Текст] / А.С. Орыщенко, С.Ю. Кондратьев, Г.П. Анастасиади, М.Д. Фукс, С.Н. Петров // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер.: Наука и образование.— 2012. № 1 (142).— С. 155-163.
2. Орыщенко, А.С. Особенности структурных изменений в жаропрочном сплаве 45Х26Н33С2Б2 при температурах эксплуатации. Сообщение 2. Влияние высокотемпературной выдержки [Текст] / А.С. Орыщенко, С.Ю. Кондратьев, Г.П. Анастасиади, М.Д. Фукс, С.Н. Петров // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер.: Наука и образование.— 2012.— № 2(147). Т. 1.— С. 217-228.
3. Масленков, С.Б. Стали и сплавы для высоких температур [Текст]: Справочник в двух книгах. Кн. 2 / С.Б. Масленков, Е.А. Масленкова.— М.: Металлургия, 1991.— 403 с.
4. Рудской, А.И. Особенности структуры и дли-
тельная прочность литого жаропрочного сплава 45Х26Н33С2Б2 [Текст] / А.И. Рудской, А.С. Орыщенко, С.Ю. Кондратьев, Г.П. Анастасиади, М.Д. Фукс, С.Н. Петров // Металловедение и термическая обработка металлов.— 2012.— (в печати).
5. Жаропрочные сплавы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. Кн. 1. [Текст] / Пер. с англ. под ред. Р.Е. Шалина.— М.: Металлургия, 1995.— 384 с.
6. Слезов, В.В. Рост частиц новой фазы при распаде пересыщенных твердых раствовров [Текст] / В.В. Слезов, В.В. Сагалович // Известия АН СССР. Неорганические материалы.— 1976. № 12.— С. 719-722.
7. Анастасиади, Г.П. О росте частиц новой фазы, лимитируемом диффузией одного компонента [Текст] / Г.П. Анастасиади // Физика металлов и металловедение.— 1979. Т. 47, Вып. 3.— С. 654-656.
8. Анастасиади, Г.П. Неоднородность и работоспособность стали [Текст] / Г.П. Анастасиади, М.В. Сильников.— СПб.: Полигон, 2002.— 624 с.
УДК 669.33
Ю.А. Митрофанов, И.О. Попов
ИССЛЕДОВАНИЯ КОМПЛЕКСНОГО ФЛЮСА НА ОСНОВЕ ФЕРРИТ-НАТРИЕВОГО СИЛИКАТА В ПРОЦЕССАХ ОГНЕВОГО РАФИНИРОВАНИЯ МЕДИ
В современной металлургии одним из основных процессов, влияющим на основные технико-экономические показатели производства меди, является процесс огневого рафинирования. Существующий процесс огневого рафинирования черновых сплавов на основе меди состоит из следующих основных этапов: продувки расплава кислородсодержащим газом; окисления примесей металлов за счет их большего сродства к кислороду, чем у меди; ошлаковывания оксидов примесей с использованием кварцевого флюса (КФ); скачивания рафинировочного шлака; продувки расплава восстановительным газом (драз-нение на ковкость и плотность) и розлива рафинированной меди. Однако для данного способа характерен ряд таких существенных недостатков, как: ограниченная степень рафинирования меди
от трудноудаляемых примесей (например, N1, РЬ и др.); низкая производительность процесса; ограниченная растворимость в наводимых шлаках ряда тугоплавких оксидов примесных металлов, например железа (магнетит), цинка и др.; высокая температура плавления КФ и, как следствие, относительно низкая скорость образования первичных шлаков, растворения в них окисленных металлов медного сырья и получения конечных шлаков; высокая доля меди, содержащейся в шлаках в виде полидисперсных включений металлической медной фазы (механические потери); затраты на добычу и подготовку к плавке КФ, ухудшение экологии в местах карьерных разработок и добычи КФ [1, 3].
Для усовершенствования существующей технологии огневого рафинирования меди в послед-
