Высоколегированных аустенитных сталей и сплавов. Аустенит - это что такое? Аустенитные стали

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

9.1. СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

Высоколегированные аустенитные стали имеют повышенное содер­жание основных легирующих элементов - хрома и никеля (обычно не ниже 16 и 7 % соответственно), придающих им соответствующую струк­туру и необходимые свойства (табл. 9.1). Для сокращения высоколегиро­ванные стали можно обозначать в соответствии с содержанием основных легирующих элементов цифрами, например 18-8, 25-20 и др. Первая цифра обозначает содержание хрома, вторая - никеля.

Никель - дефицитный и дорогой легирующий элемент и поэтому в тех случаях, когда условия работы конструкции позволяют, используют стали с пониженным его содержанием или безникелевые хромистые ста­ли. В сплавах на железоникелевой основе содержание никеля еще выше, чем в хромоникелевых сталях. В никелевых сплавах никель служит осно­вой, а железо - легирующей присадкой. Эти сплавы благодаря своим свойствам находят применение в ответственных конструкциях, работаю­щих в сложных и специфических условиях.

Высоколегированные стали и сплавы по сравнению с менее легиро­ванными обладают высокой хладостойкостью, жаропрочностью, корро­зионной стойкостью и жаростойкостью. Эти важнейшие материалы для химического, нефтяного, энергетического машиностроения и ряда других отраслей промышленности используют при изготовлении конструкций, работающих в широком диапазоне температур: от отрицательных до поло­жительных. Несмотря на общие высокие свойства высоколегированных сталей, соответствующий подбор состава легирования определяет их ос­новное служебное назначение. В соответствии с этим их можно разде­лить на три группы: коррозионно-стойкие, жаропрочные и жаростойкие (окалиностойкие). Благодаря их высоким механическим свойствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы при­меняют в ряде случаев и как хладостойкие.

9.1. Состав некоторых марок высоколегированных аустенитных и

аустенитно-ферритных сталей и сплавов по ГОСТ 5632-72 (в ред. 1989 г.),

применяемых для изготовления сварных конструкции, %

Коррозионно-стойкие стали при соответствующем легировании и термообработке обладают высокой коррозионной стойкостью при ком­натных и повышенных до 800 °С температурах как в атмосферной и газо­вой среде, так и в чистых и водных растворах кислот и щелочей, жидко-металлических средах и т.д. Характерное отличие этих сталей - пони­женное содержание углерода, обычно не превышающее 0,12 %, оказы­вающее решающее влияние на стойкость их к межкристаллитной корро­зии (МКК). Благодаря этим свойствам их используют при изготовлении трубопроводов и аппаратов для химической и нефтяной промышленности.

Жаропрочные стали и сплавы обладают высокими механическими свойствами при повышенных температурах и способностью сохранять их в данных условиях в течение длительного времени. Для придания этих свойств сталям и сплавам их обычно легируют элементами-упрочни-телями молибденом и вольфрамом (до 7 % каждого). Важной легирую­щей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор. В ряде случаев к этим металлам предъявляется требование и высокой жаростойкости.

Одна из основных областей применения этих сталей - энергетиче­ское машиностроение (трубопроводы, детали и корпуса газовых и паро­вых турбин и т.д.), где рабочие температуры достигают 750 °С и выше. Жаростойкие стали и сплавы обладают стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100 ... 1150 °С. Обычно их используют для деталей слабонагруженных (нагре­вательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т.д.). Высокая окалиностойкость этих сталей и сплавов достигается легирова­нием их алюминием (до 2,5 %) и вольфрамом (до 7 %). Эти легирующие элементы и кремний способствуют созданию прочных и плотных окси­дов на поверхности деталей, предохраняющих металл от непосредствен­ного контакта с газовой средой.

После соответствующей термообработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластическими свойства­ми (табл. 9.2). В отличие от углеродистых при закалке эти стали приобре­тают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегирован­ных сталей очень разнообразны и зависят в основном от их химического состава, т.е. содержания основных элементов: хрома (ферритизатора) и никеля (аустенитизатора). На структуру влияет также содержание и дру­гих легирующих элементов-ферритизаторов (Si, Mo, Ti, Al, Nb, W, V) и аустенитизаторов (С, Co, Ni, Cu, Nb, B).

СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

9.2. Механические свойства некоторых марок

высоколегированных аустенитных и аустенитно-ферритных сталей и сплавов

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Для приближенного определения характера структуры обычно поль­зуются диаграммой Шеффлера, предварительно подсчитав эквивалент­ные содержания никеля и хрома. На структуру этих сталей оказывает влияние также термообработка, пластическая деформация и другие фак­торы. Поэтому положение фазовых областей на диаграммах состояния определено в виде псевдобинарных разрезов тройных систем, обычно Fe-Cr-Ni с углеродом.

Рассмотрим фазовые области для одной из таких систем (штриховая линия на рис. 9.1) при содержании 0,05 % С. При очень медленном охла­ждении и затвердевании (точка / на линии ликвидус) из расплава вначале начинают выпадать кристаллы хромоникелевого феррита, имеющего ре­шетку 6-железа, а по мере охлаждения - и кристаллы хромоникелевого аустенита, имеющего решетку γ-железа. После затвердевания всего рас­плава (температура ниже точки 2 на линии солидус) сталь имеет аусте-нитно-ферритную структуру. При дальнейшем охлаждении в точке 3 происходит превращение δ → γ , и сталь приобретает аустенитную струк­туру.

Рис. 9.1. Псевдобинарная диаграмма состояния в зависимости от содержания углерода для сплава 18 % Сг, 8 % Ni, 74 % Fe

СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

Углерод в аустенитно-ферритной и аустенитной сталях при темпе­ратурах выше линии SE (выше точки 4) находится в твердом растворе в виде фаз внедрения. Медленное охлаждение стали ниже точки 4 приво­дит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического со­единения - карбидов хрома типа Сr 23 С 6 , располагающихся преимущест­венно по границам зерен. Дальнейшее охлаждение ниже точки 5 способ­ствует выпадению по границам зерен вторичного феррита. Таким обра­зом, сталь при медленном охлаждении при комнатной температуре имеет аустенитную структуру со вторичными карбидами и ферритом.

В зависимости от скорости охлаждения с температур, лежащих вы­ше линии SE, углерод частично или полностью выделяется из твердого раствора в виде карбидов. Этот процесс оказывает решающее влияние на свойства сталей. При быстром охлаждении (закалке) распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщен­ном и неустойчивом состоянии. Количество выпавших карбидов хрома, помимо скорости охлаждения, зависит и от количества углерода в стали. При его содержании менее 0,02 ... 0,03 %, т.е. ниже предела его раство­римости в аустените, весь углерод остается в твердом растворе.

Ускоренное охлаждение стали в некоторых композициях ау-стенитных сталей может привести к фиксации в их структуре первичного 5-феррита, в некоторых случаях необходимого с точки зрения предупре­ждения горячих трещин. Холодная деформация, в том числе и наклеп закаленной стали, в которой аустенит зафиксирован в неустойчивом со­стоянии, способствует превращению γ → α. Феррит, располагаясь тонкими прослойками по границам аустенитных зерен, блокирует плоскости скольжения и упрочняет сталь (рис. 9.2). Упрочнение стали тем выше, чем ниже температура деформации. Обычно тонколистовые хромонике-левые стали в состоянии поставки имеют повышенные прочностные и по­ниженные пластические свойства. Это объясняется их повышенной дефор­мацией при прокатке и пониженной температурой окончания прокатки.

Если сталь, в которой не произошло выпадения карбидов и углерод зафиксирован в твердом растворе, медленно нагревать, подвижность атомов увеличивается. В соответствии с этим увеличивается и способ­ность их к диффузии и восстановлению равновесия в твердом растворе, в котором аустенит зафиксирован в перенасыщенном и неустойчивом со­стоянии, что приводит к образованию и выделению карбидов из перена­сыщенного твердого раствора. Этот процесс начинается при температуре 400 ... 500 °С, но вследствие малой скорости диффузии идет медленно с образованием карбидов преимущественно по границам зерен.

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Рис. 9.2. Изменение механических свойств

хромоникелевой стали (18 % Сг; 8 % Ni; 0,17 % С)

в зависимости от степени холодной деформации (обжатия)

Вследствие того что скорость диффузии хрома значительно ниже, чем углерода, связываемый в карбид хром извлекается из ближайших к границе областей зерна, т.е. происходит местное обеднение твердого рас­твора хромом. При работе в коррозионной среде эти участки зерна рас­творяются, что приводит к нарушению связи между отдельными зерна­ми. Этот процесс называется межкристаллитной коррозией (МКК).

При температурах 600 ... 700 °С скорость диффузии более высокая и образование карбидов идет быстрее, в большем количестве и более крупных. При температуре 800 ... 900 °С карбиды образуются еще быст­рее и коагулируют. Ввиду достаточно высокой скорости диффузии хром, связываемый в карбид, извлекается из более глубоких областей зерна, и местное обеднение границ зерна хромом уменьшается. При температурах выше 900 °С (выше температур линии SE) наряду с коагуляцией карби­дов начинается обратный процесс их растворения с переходом углерода в твердый раствор и образованием однородной массы аустенита. Быстрое охлаждение этой стали (закалка) опять фиксирует структуру аустенита в

СОСТАВ И СВОЙСТВА СТАЛЕЙ

перенасыщенном и неустойчивом состоянии с углеродом, находящимся в твердом растворе. Как видно из рис. 9.1, температура закалки для полу­чения подобной структуры (линия SE) тем выше, чем больше содержание углерода в стали. Подобная термообработка называется закалкой на го­могенный твердый раствор (аустенитизация) и для сталей типа 18-8 про­водится с температур 1050 ... 1100 °С.

Межкристаллитная коррозия вызывается местным обеднением хро­мом металла зерна возле границы, вследствие более низкой скорости диффузии хрома по сравнению с углеродом, при температурах ниже 900 °С. Однако если сталь при этих температурах выдерживать достаточно дли­тельное время, несмотря на малую скорость диффузии хрома, его кон­центрация по объему зерна (периферийная и центральная) будет вырав­ниваться и склонность стали к МКК уменьшится. Такая термообработка называется стабилизирующим отжигом. Его проводят обычно при темпе­ратуре 850 ... 900 СС в течение 2 ... 3 ч.

В целом зависимость МКК от времени и температуры можно пред­ставить схемой на рис. 9.3. Левая ветвь схемы (кривая /) показывает тем-пературно-временные условия появления в швах склонности к МКК. При температурах до 650 °С скорость образования карбидов хрома воз­растает при небольшой скорости диффузии хрома. В результате время выдержки металла при рассматриваемой температуре до появления МКК сокращается и при температуре 650 °С (t кр) может достигать нескольких минут.

Рис. 9.3. Зависимость появления склонности к МКК металла швов на аустенитной стали" от температуры и времени

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Повышение температуры, увеличивая скорость диффузии хрома, уменьшает местное обеднение границ зерен хромом и склонность швов к МКК. Выдержка стали в рассматриваемом интервале температур в тече­ние?им и более, приводя к диффузионному выравниванию содержания хрома по объему зерна, способствует приобретению металлом повторной стойкости к МКК (кривая 2). Уменьшение в стали содержания углерода, легирование ее более сильными, чем хром, карбидообразователями (ти­тан, ниобий и др.) сдвигает вправо кривую / начала появления склонно­сти металла к МКК. Процессы, протекающие при образовании карбидов, влияют не только на появление такой склонности, но и сильно изменяют механические свойства сталей при комнатных и высоких температурах.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положение фазовых областей. Основными легирующими элементами в рассматриваемых сталях служат хром и никель. В зависимости от их соот­ношения стали иногда разделяют на стали с малым (% Ni / % Сг ≤ 1) и боль­шим запасом аустенитности (% Ni / % Сг > 1).

Титан, ниобий, вольфрам и ванадий - карбидообразователи. Поэто­му в стали могут образовываться не только карбиды хрома, но и карбиды этих элементов (TiC, NbC, VC). При определенных содержаниях весь свободный, выше предела его раство­римости (0,02 %), углерод может выделиться не в виде карбидов хрома, а в виде карбидов титана или ниобия. Выпадение карбидов повышает прочностные и понижает пластические свойства сталей.

Упрочнение, связанное с выделением карбидов, зависит от степени дисперсности - оно увеличивается с уменьшением размеров карбидов. Это свойство карбидов используют для дисперсионного упрочнения жа­ропрочных сталей, проводимого обычно в комплексе с интерметаллид-ным упрочнением [упрочняющие частицы-интерметаллиды Ni 3 Ti, Ni 3 (Al, Ti), Fe 2 W и др.]. К интерметаллидным соединениям относят и а-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900 ... 950 °С. Она обладает ограниченной растворимостью в α- и γ-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, резко снижает пла­стические свойства и ударную вязкость металла.

Повышенные концентрации в стали хрома (16 ... 25 %) и элементов, способствующих образованию феррита (молибдена, кремния и др.), вы-

зывают образование при температурах 700 ... 850 °С а-фазы. Выделение этой фазы происходит преимущественно с образованием промежуточной фазы феррита (γ → α → σ) или преобразованием 5-феррита (δ → σ). Од­нако возможно ее выделение и непосредственно из твердого раствора (γ → σ). Холодная деформация, приводя к появлению дополнительных плоскостей сдвига, увеличивает количество выделившейся σ-фазы. Вы­деление σ-фазы резко снижает служебные характеристики жаропрочных и жаростойких сталей.

9.2. ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

Свариваемость рассматриваемых сталей и сплавов затрудняется многокомпонентностью их легирования и разнообразием условий экс­плуатации сварных конструкций (коррозионная стойкость, жаростой­кость или жаропрочность). Общей сложностью сварки является преду­преждение образования в шве и околошовной зоне кристаллизационных горячих трещин, имеющих межкристаллитный характер, наблюдаемых в виде мельчайших микронадрывов и трещин. Горячие трещины могут возникнуть и при термообработке или работе конструкции при повышен­ных температурах. Образование горячих трещин наиболее характерно для крупнозернистой структуры металла шва, особенно выраженной в многослойных швах, когда кристаллы последующего слоя продолжают кристаллы предыдущего слоя.

Концентрационное и термическое переохлаждение способствует развитию дендритной или микроскопической ликвации. В аустенитных швах направленность столбчатых кристаллов выражена наиболее четко. Повышенное сечение и поэтому малая поверхность столбчатых кристал­лов способствуют образованию межкристаллитных прослоек повышен­ной толщины, что и увеличивает вероятность образования горячих тре­щин. Применение методов, способствующих измельчению кристаллов и дезориентации структуры, утоныыая межкристаллитные прослойки, не­сколько повышает стойкость швов против горячих трещин.

Один из таких методов - получение швов, имеющих в структуре не­которое количество первичного δ-феррита. Положительное действие феррита в аустенитно-ферритных швах на предупреждение образования в них горячих трещин связано с характером процесса первичной кристал-

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

лизации металла сварочной ванны. Одновременное выпадение из жидкой фазы кристаллов аустенита и первичного δ-феррита приводит к измель­чению и дезориентации структуры, т.е. уменьшению сечения столбчатых кристаллов и утонению межкристаллитных прослоек, разделенных уча­стками первичного δ-феррита. В результате вероятность образования го­рячих трещин по местам расположения прослоек уменьшается.

Элементы, способствующие ферритизации металла, оказывают и обессеривающее действие на сварочную ванну, уменьшая количество легкоплавкой сульфидной эвтектики. Благоприятное действие δ-феррита может быть объяснено и большей растворимостью в нем примесей, уменьшающей их ликвацию. Получение аустенитно-ферритных швов достигается их дополнительным легированием ферритообразующими элементами, такими как хром, кремний, алюминий, молибден и др. В из­делиях, работающих как коррозионно-стойкие при температурах до 400 °С, допускается содержание феррита до 20 ... 25 %. В швах на жаро­прочных и жаростойких сталях, работающих при более высоких темпера­турах, возможно образование σ-фазы с соответствующим ухудшением служебных характеристик шва. С целью предупреждения сигматизации швов количество δ-феррита в швах на жаропрочных и жаростойких ста­лях ограничивают 4 ... 5 %.

В сталях с большим запасом аустенитности получение швов с аустенитно-ферритной структурой затруднено необходимостью легирова­ния их повышенным количеством ферритизаторов. Возможность предот­вращения в швах на них, а также на аустенитно-ферритных сталях горя­чих трещин достигается ограничением содержания в швах вредных (фосфора, серы) и ликвирующих примесей, образующих легкоплавкие эвтектики, располагающиеся на завершающейся стадии кристаллизации по границам столбчатых кристаллов. Это достигается применением сва­рочных материалов, минимально засоренных вредными и ликвирующими элементами, например электродных проволок, изготовленных из сталей вакуумной выплавки, электрошлакового переплава и т.д. Ограничивается также проплавление основного металла.

В некоторых случаях повышение стойкости швов против горячих трещин, наоборот, достигается повышением ликвирующих примесей до концентраций, обеспечивающих получение при завершении кристалли­зации сплошной пленки легкоплавкой эвтектики на поверхности кри-

ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

сталлита. Это может быть достигнуто легированием стали бором (0,3 ... 1,5 %). Повышенная литейная усадка и значительные растягивающие напряжения, действующие при затвердевании на сварочную ванну, также способствуют образованию горячих трещин. Снижение действия силово­го фактора (ограничение силы тока, заполнение разделки валиками не­большого сечения, рациональная конструкция соединения и др.) способ­ствует предупреждению горячих трещин.

Помимо сложности получения на аустенитных высоколегированных сталях и сплавах швов без горячих трещин имеются и другие трудности, обусловленные спецификой их использования. К сварным соединениям на жаропрочных сталях предъявляется требование сохранения в течение длительного времени высоких механических свойств при повышенных температурах. Большие скорости охлаждения металла шва при сварке приводят к фиксации неравновесных по отношению к рабочим темпера­турам структур. Во время эксплуатации при температурах выше 350 °С в результате диффузионных процессов в стали появляются новые струк­турные составляющие, приводящие обычно к снижению пластических свойств металла шва.

Термическое старение при температурах 350 ... 500 °С может при­вести к появлению 475°-ной хрупкости. Выдержка аустенитно-феррит­ных швов при температуре 500 ... 650 °С приводит к старению в основ­ном за счет выпадения карбидов. Одновременно идет процесс образова­ния σ-фазы. Легирование сталей титаном и ниобием приводит к диспер­сионному упрочнению стали за счет образования их прочных карбидов. Являясь ферритизаторами, титан и ниобий, способствуя образованию в шве ферритной составляющей, увеличивают количество σ-фазы в метал­ле. Выдержки при температуре 700 ... 850 °С значительно интенсифици­руют образование σ-фазы с соответствующим охрупчиванием металла при более низких температурах и снижением предела ползучести при высоких температурах. При этих температурах возрастает роль и интер-металлидного упрочнения за счет образования, в частности, интерметал-лидных фаз железа с титаном и ниобием.

В чисто аустенитных швах в процессах теплового старения ведущее место занимают процессы карбидного и интерметаллидного упрочнения. Одно из эффективных средств уменьшения склонности сварных соедине­ний жаростойких и жаропрочных сталей к охрупчиванию в результате

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

выпадения карбидов - снижение в основном металле и металле шва со­держания углерода. Наклеп, способствуя увеличению в шве содержания ферритной фазы, усиливает возможность их охрупчивания.

Ввиду высокого коэффициента теплового расширения суммарная внутренняя пластическая деформация металла шва и околошовной зоны при сварке высоколегированных сталей выше, чем в низколегированных сталях. В результате при сварке многослойных швов (многократная пла­стическая деформация), жестких соединений и т.п. околошовная зона и нижние слои металла шва могут заметно упрочняться. Самонаклеп также увеличивает количество ферритной фазы, а значит, и вероятность охруп­чивания (сигматизации) швов.

В зоне термического влияния некоторых жаропрочных аусте-нитных сталей под действием термического цикла сварки снижаются пластические и прочностные свойства, что может повести к образованию в этой зоне трещин. Подобные изменения свойств основного металла вызываются развитием диффузионных процессов, приводящих к повы­шенной концентрации в металле околошовной зоны элементов (углерода, кислорода и др.), которые совместно с вредными примесями могут обра­зовывать легкоплавкие эвтектики. При длительной эксплуатации в этой зоне могут выделяться мелкодисперсные карбиды и интерметаллиды, коагуляция которых приводит также к охрупчиванию металла. При свар­ке этих сталей для предупреждения образования горячих трещин в шве часто получают металл шва, по составу отличающийся от основного и имеющий двухфазную структуру.

В процессе высокотемпературной эксплуатации происходит карбид­ное и интерметаллидное упрочнение металла шва и соответствующее снижение его пластических свойств, что приводит к локализации в око­лошовной зоне деформаций и образованию в ней трещин. Этому способ­ствует и высокий уровень остаточных сварочных напряжении в сумме с рабочими напряжениями. Предотвращение подобных локальных разру­шений достигается термообработкой - аустенитизацией при температуре 1050 ... 1100 °С для снятия остаточных сварочных напряжений и самона­клепа и придания сварному соединению более однородных свойств. В ряде случаев аустенитизация сопровождается последующим стабили­зирующим отжигом при температуре 750 ... 800 °С для получения отно­сительно стабильных структур за счет выпадения карбидной и интерме-таллидной фаз.

ОСНОВНЫЕ СВЕДЕНИЯ О СВАРИВАЕМОСТИ

При сварке высокопрочных сталей в околошовной зоне возможно образование холодных трещин. Поэтому до сварки рекомендуется их ау­стенитизация для получения высоких пластических свойств металла, а после сварки - упрочняющая термообработка. Подбор химического со­става металла шва, получение в нем благоприятных структур за счет вы­бора режима сварки и термообработки, снижение уровня остаточных на­пряжений за счет уменьшения жесткости сварных соединений или термо­обработки - основные пути предотвращения охрупчивания сварных соеди­нений и образования в них холодных трещин. Предварительный или сопут­ствующий подогрев до температуры 350 ... 450 °С служит этой же цели.

При сварке жаростойких сталей под воздействием температуры в металле швов могут наблюдаться такие же структурные изменения, как и при сварке жаропрочных сталей. Высокая коррозионная стойкость жаро­стойких сталей в газовых средах при повышенных температурах опреде­ляется возможностью образования и сохранения на их поверхности прочных и плотных пленок оксидов. Это достигается легированием их хромом, кремнием, алюминием. Поэтому во многих случаях необходимая жаростойкость сварного соединения достигается максимальным прибли­жением состава шва к составу основного металла. Во многих случаях к сварным соединениям жаростойких сталей предъявляется требование стойкости к газовой межкристаллитной коррозии.

Большинство жаростойких сталей и сплавов имеет большой запас аустенитности и поэтому при нафеве и охлаждении при сварке фазовых превращений не претерпевает, кроме карбидного и интерметаллидного дисперсионного твердения. При сварке этих сталей возможно образова­ние холодных трещин в шве и околошовной зоне, предупреждение кото­рых в ряде случаев может быть достигнуто предварительным подофевом сталей до температуры 250 ... 550 °С.

Высоколегированные аустенитные стали и сплавы наиболее часто используют как коррозионно-стойкие. Основное требование, которое в этом случае предъявляется к сварным соединениям, - стойкость к раз­личным видам коррозии. Межкристаллитная коррозия может развиваться в металле шва и основном металле у линии сплавления (ножевая корро­зия) или на некотором удалении от шва (рис. 9.4). Механизм развития этих видов коррозии одинаков. Однако причины возникновения назван­ных видов межкристаллитной коррозии различны.

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

Рис. 9.4. Схемы межкристаллитной коррозии сварных соединений аустенитных сталей:

а - в основном металле; б - в металле шва; в - ножевая коррозия

Межкристаллитная коррозия в металле шва (см. рис. 9.4, б) возника­ет в результате выделения под действием термического цикла сварки из аустенита карбидов хрома, приводящего к местному обеднению границ зерен хромом. Основная причина этого - повышенное содержание в ме­талле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Неблагоприятный термический цикл сварки - длительное пребывание металла шва в интервале критических температур (t > t кр, рис. 9.3) приводит к появлению склонности к межкристаллитной корро­зии шва. Шов может потерять стойкость против межкристаллитной кор­розии в результате воздействия критических температур при эксплуата­ции изделия. Аустенитно-ферритные швы с дезориентированной струк­турой имеют и повышенную стойкость против ММК по сравнению с ау-стенитными.

Увеличение протяженности границ зерен за счет их измельчения увеличивает поверхности, на которых выделяются карбиды. Выделяю­щиеся карбиды более дисперсны, и местное обеднение объема зерна хро­мом происходит на меньшую глубину. Кроме того, процессы диффузии в феррите протекают значительно быстрее, и выравнивание концентрации хрома в обедненных участках и центральных участках зерна происходит достаточно быстро.

Межкристаллитная коррозия основного металла на некотором уда­лении от шва (см. рис. 9.4, а) вызывается также действием термического цикла сварки в той части основного металла, где находилась изотерма критических температур.

Предупреждение склонности стали и швов к ММК достигается: снижением содержания углерода до пределов его растворимости в аусте-ните (до 0,02 ... 0,03 %), легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими элементами (стабилизация титаном, ниобием, тан-

ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ТЕХНИКИ СВАРКИ 359

талом, ванадием и др.); аустенитизацией (закалкой) с температур 1050 ... 1100 °С, однако при повторном нагреве в интервале критических темпе­ратур (500 ... 800 °С) сталь повторно приобретает склонность к межкри­сталлитной коррозии; стабилизирующим отжигом при температуре 850 ... 900 °С в течение 2 ... 3 ч; созданием аустенитно-ферритной струк­туры с содержанием феррита до 20 ... 25 % путем дополнительного леги­рования хромом, кремнием, молибденом, алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стойкость ме­талла к общей коррозии. Эти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.

Ножевая коррозия имеет сосредоточенный характер (см. рис. 9.4, в) и поражает основной металл. Этот вид коррозии развивается в сталях, стабилизированных титаном и ниобием, обычно в участках, которые на­гревались до температур выше 1250 °С. При этом карбиды титана и нио­бия растворяются в аустените. Повторное тепловое воздействие на этот металл критических температур 500 ... 800 °С (например, при много­слойной сварке) приведет к сохранению титана и ниобия в твердом рас­творе и выделению карбидов хрома.

Общая коррозия представляет собой растворение металла в корро­зионной среде и может развиваться преимущественно в металле шва, различных участках зоны термического влияния или преимущественно в основном металле. В некоторых случаях она может развиться равномер­но в основном металле и сварном соединении.

Наблюдается еще один вид коррозионного разрушения - коррози­онное растрескивание, возникающее под совместным действием растяги­вающих напряжений и агрессивной среды. Разрушение развивается как межкристаллитное, так и транскристаллитное. Снижение уровня оста­точных сварочных напряжений - одна из основных мер борьбы с этим видом коррозионного разрушения.

9.3. ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ТЕХНИКИ СВАРКИ

Высоколегированные аустенитные стали и сплавы обладают ком­плексом положительных свойств. Поэтому одну и ту же марку стали ино­гда можно использовать для изготовления изделий различного назначе­ния, например коррозионно-стойких, хладостойких, жаропрочных и т.д. В связи с этим и требования к свойствам сварных соединений будут раз-

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

личными. Это определит и различную технологию сварки (сварочные мате­риалы, режимы сварки, необходимость последующей термообработки и т.д.), направленную на получение сварного соединения с необходимыми свойствами, определяемыми составом металла шва и его структурой.

Характерные для высоколегированных сталей теплофизические свойства определяют некоторые особенности их сварки. Пониженный коэффициент теплопроводности при равных остальных условиях значи­тельно изменяет распределение температур в шве и околошовной зоне (рис. 9.5). В результате одинаковые изотермы в высоколегированных сталях более развиты, чем в углеродистых. Это увеличивает глубину проплавления основного металла, а с учетом повышенного коэффициента теплового расширения возрастает и коробление изделий.

Поэтому для уменьшения коробления изделий из высоколегирован­ных сталей следует применять способы и режимы сварки, характери­зующиеся максимальной концентрацией тепловой энергии. Примерно в 5 раз более высокое, чем у углеродистых сталей, удельное электросопро­тивление обусловливает больший разогрев сварочной проволоки в выле­те электрода или металлического стержня электрода для ручной дуговой сварки. При автоматической и полуавтоматической дуговой сварке следует уменьшать вылет электрода и повышать скорость его подачи. При ручной дуговой сварке уменьшают длину электродов и допустимую плотность сварочного тока.

Одна из основных трудностей при сварке рассматриваемых сталей и сплавов - предупреждение образования в швах и околошовной зоне го­рячих трещин. Предупреждение образования этих дефектов достигается:

Рис. 9.5. Температурные поля при одинаковой погонной энергии

и толщине металла при сварке углеродистой (а)

и высоколегированной (б) сталей

ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ И ТЕХНИКИ СВАРКИ 361

1) ограничением (особенно при сварке аустенитных сталей) в основ­ном и наплавленном металлах содержания вредных (серы, фосфора) и ликвирующих (свинца, олова, висмута) примесей, а также газов - кисло­рода и водорода. Для этого следует применять режимы, уменьшающие долю основного металла в шве, и использовать стали и сварочные мате­риалы с минимальным содержанием названных примесей. Техника свар­ки должна обеспечивать минимальное насыщение металла шва газами. Этому способствует применение для сварки постоянного тока обратной полярности. При ручной сварке покрытыми электродами следует под­держивать короткую дугу и сварку вести без поперечных колебаний. При сварке в защитных газах, предупреждая подсос воздуха, следует поддер­живать коротким вылет электрода и выбирать оптимальными скорость сварки и расход защитных газов. Необходимо также принимать меры к удалению влаги из флюса и покрытия электродов, обеспечивая их необ­ходимую прокалку. Это уменьшит также вероятность образования пор, вызываемых водородом;

2) получением такого химического состава металла шва, который обеспечил бы в нем двухфазную структуру. Для жаропрочных и жаро­стойких сталей с малым запасом аустенитности и содержанием никеля до 15 % это достигается получением аустенитно-ферритной структуры с 3 ... 5 % феррита. Большее количество феррита может привести к значи­тельному высокотемпературному охрупчиванию швов ввиду их сигмати-зации. Стремление получить аустенитно-ферритную структуру швов на глубокоаустенитных сталях, содержащих более 15 % Ni, потребует по­вышенного их легирования ферритообразующими элементами, что при­ведет к снижению пластических свойств шва и охрупчиванию ввиду по­явления хрупких эвтектик, а иногда и σ-фазы.

Поэтому в швах стремятся получить аустенитную структуру с мел­кодисперсными карбидами и интерметаллидами. Благоприятно и легиро­вание швов повышенным количеством молибдена, марганца и вольфра­ма, подавляющих процесс образования горячих трещин. Количество фер­рита в структуре швов на коррозионно-стойких сталях может быть по­вышено до 15 ... 25 %. Высоколегированные стали содержат в качестве легирующих присадок алюминий, кремний, титан, ниобий, хром и другие элементы, обладающие большим сродством к кислороду, чем железо. Поэтому при наличии в зоне сварки окислительной атмосферы возможен их значительный угар, что может привести к уменьшению содержания

ТЕХНОЛОГИЯ СВАРКИ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ

или к полному исчезновению в структуре шва ферритной и карбидной фаз, особенно в металле с небольшим избытком ферритизаторов.

Для сварки рекомендуется использовать неокислительные низко­кремнистые, высокоосновные флюсы (фторидные) и покрытия электро­дов (фтористокальциевые). Сварка короткой дугой и предупреждение подсоса воздуха служит этой же цели. Азот - сильный аустенитизатор, способствует измельчению структуры за счет увеличения центров кри­сталлизации в виде тугоплавких нитридов. Поэтому азотизация металла шва способствует повышению их стойкости против горячих трещин.

Высокоосновные флюсы и шлаки, рафинируя металл шва и иногда модифицируя его структуру, повышают стойкость против горячих тре­щин. Механизированные способы сварки, обеспечивая равномерное про-плавление основного металла по длине шва и постоянство термического цикла сварки, позволяют получить и более стабильные структуры на всей длине сварного соединения;

3) применением технологических приемов, направленных на изме­нение формы сварочной ванны и направления роста кристаллов аустени-та. Действие растягивающих сил, перпендикулярное направлению роста столбчатых кристаллов, увеличивает вероятность образования горячих трещин (рис. 9.6). При механизированных способах сварки тонкими элек­тродными проволоками поперечные колебания электрода, изменяя схему кристаллизации металла шва, позволяют уменьшить его склонность к горя­чим трещинам;

Выше определённого содержания марганца, никеля или некоторых других элементов γ-состояние существует как стабильное от комнатной температуры до температуры плавления. Такие высоколегированные железные сплавы называют аустенитными сталями. В отличие от других железных сплавов аустенитные стали (и ферритные) не имеют превращений при нагревании и охлаждении . Поэтому термическую обработку для упрочнения аустенитных сталей не применяют.

К хладостойким аустенитным сталям также относятся хромомарганцевые стали (аустенитные стали, в которых никель полностью или частично заменён марганцем); стабильные аустенитные хромоникельмарганцевые стали с азотом (аустенитные стали, одновременно легированные хромом, никелем и марганцем) и метастабильные аустенитные стали .

Лит.:

1. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - УДК669.0(075.8)
2. Иванов В.Н. Словарь-справочник по литейному производству. – М.: Машиностроение, 1990. – 384 с.: ил. ISBN 5-217-00241-1
3. Солнцев Ю.П., Пряхин Е.И., Войткун Ф. Материаловедение: Учебник для вузов. - М.: МИСИС, 1999. - 600 с. - УДК 669.017

Аустенитные стали

(стали аустенитного класса) : общая характеристика

К аустенитному классу относятся высоколегированные стали, образующие пpи кристаллизации преимущественно однофазную аустенитную структуру γ -Fe c гранецентрированной кристаллической (ГЦК) рeшеткой и сохраняющие еe при охлаждении дo криогенных температур. Кoличество другой фазы - высоколегированного феррита (δ -Fe с объемноцентрированной кристаллической (ОЦК) решеткой) изменяется от О до 10 %. Они содержат 18 ...25 % Сг, обеспечивающего жаро- и коррозионную стойкость, а также 8...35 % Ni, стабилизирующего аустенитную структуру и повышающего жаропрочность, пластичность и технологичность сталей в широком интервале температур. Этo пoзволяет применять аустенитные стали в качествe коррозионно-стойких, жаропрочных, жаростойких, криогенных конструкционных материалов в химических, теплоэнергетических и атомных установках, гдe oни подвергаются совместному дeйствию напряжeний, высоких температур и агрессивных сред. Химичeский состав основных коррозионно-стойких и жаропрочных сталей привeден в таблицах 1 и 2.

В аустенитных сталях наряду с хромом и никелем могут находиться в твердом растворе или избыточных фазах и другие легирующие элементы: аустенитизаторы (углерод, азот, марганец) и ферритизаторы (титан, ниобий, молибден, вольфрам, кремний, ванадий), улучшающие указанные служебные свойства и действующие на стабильность аустенитной структуры эквивалентно хрому и никелю.

Ферритизаторы способствуют формированию высоколегированного феррита (δ -Fe) с ОЦК-решеткой; аустенитизаторы стабилизируют аустенитную структуру (γ -Fe) с ГЦК-решеткой. Эквивалентное содержание хрома и никеля (в %) подсчитывают по следующим формулам:

Сr экв = %Сг + 2 (%Мо + %Nb + %AI) + 1,5 (% Si + % W) + 5 % Ti + 1 %V;

Ni экв = % Ni + 0,5 % Мn +30 (% С + % N).

Таблица 1. Жаропрочные : химический состав и применение для сварных конструкций .

Таблица 2. Коррозионнo-стойкие аустенитные стали: химический состав (по ГОСТ 5632-72) .

Рис. 1. Структурная диаграмма Шеффлера для определения фазового состава аустенитных швов .

Совместное действие легируюших элементов на конечную структуру оценивают по соотношению Cr экв / Ni экв, называемому хромоникелевым эквивалентом, и с помошью структурных диаграмм Шеффлера (рис. 1). На этой диаграмме структура стали определяется соотношением координат Cr экв и Ni экв. Стали, попадаюшие в области А, Ф и М, имеют стабильно аустенитную, ферритную или мартенситную конечную структуры соответственно.

Стали, попадаюшие в переходные области А + Ф, А + М, А + М + Ф, обладают смешанной структурой. Соотношение А + Ф дифференuировано количественно с помошью ряда веерообразно расположенных линий. Цифры над лими линиями указывают количество высоколегированного феррита (δ -Fe с ОЦК-решеткой), содержашегося в стали наряду с аустенитом (γ -Fe). Эта структурная диаграмма описывает структуры, получаемые после кристаллизаuии металла сварного шва. Для других состояний металла (прокат, поковка, литье) существуют аналогичные диаграммы, количественно отличаюшиеся от приведенной на рис. 1.

Более точно определяют oстаточoe количество δ -Fe по ферритному числу с помошью формулы:

FN = -18 +2.9(%Сг+% Мо +0.3 % Si)- 2,6(% Ni + 35 % С + 20 % N + 0,3 % Мn).

где FN - ферритное число, приблизительно равное проuентному содержанию δ -Fe.

Обладая одновременно жаропрочными и антикоррозионными свойствами, (стали аустенитного класса) получают то или иное сверхвысокое свойство принципиально различным легированием и термической обработкой. В связи с этим различают две основные группы аустенитных сталей:

• жаропрочные аустенитные стали;
• коррозионно-стойкие аустенитные стали.

Жаропрочность - сопротивление стали разрушению при высокой температуре, зависящее не только от температуры, но и от времени. Механизм разрушения металла при высокотемпературном длительном нагружении имеет диффузионную природу и состоит в развитии дислокационной ползучести. Под действием температуры, времени, напряжений дислокации у барьеров, создавшие упрочнение, приходят в движение (совместно с облаком легируюших элементов и примесей) в результате взаимодействия с созданными нагревом подвижными вакансиями. которые обеспечивают их «переползание» в другие плоскости кристаллической решетки на границы зерен. Зто при водит к разупрочнению, развитию локальной пластической деформаuии и охрупчиванию. Дислокации выходяшие на границы зерен, создают микроступеньки и вызывают из-за соответствуюшего изменения размеров контактируюших зерен меЖJеренное проскальзывание, раскрываюшее микроступеньки в поры и трешины. чему способствуют потоки вакансий. В этих условиях прочность и пластичность металла зависят от температуры и времени. т.е. от длительности нагружения. Для предотврашения ползучести жаропрочность повышают двумя основными способами:

• подвижности вакансий (легирование γ -твердого раствора молибденом, вольфрамом и другими элементами);
• созданием большого количества термостойких дисперсных включений-барьеров, препятствующих переползанию и скольжению дислокаций. Эту роль выполняют карбиды и интерметаллиды. Соответственно жаропрочные стали (см. табл. 1) разделяют на гомогенные нетермоупрочняемые и гетерогенные, упрочняемые термообработкой.

Коррозионная стойкость сталей - сопротивление металла воздействию агрессивных сред. Химические составы коррозионно-стойких сталей, приведенные в табл. 2, разработаны с учетом двух видов коррозии: химической и электрохимической.

Под электрохимической коррозией понимают растворение металла в жидких электропроводных растворах кислот и расплавах, содержащих ионы с положительным и отрицательным зарядами (Н 2 2+ , SO4 2- и др.). Наиболее опасны межкристаллитная и структурноизбирательная коррозии, развивающиеся по границам зерен. При контакте металла с электропроводным раствором термодинамически обусловлен и неизбежен переход ионов Fe+ из дефектных мест кристаллической решетки в раствор, что создает на металле отрицательный заряд и разность потенциалов между металлом и электролитом, препятствующую дальнейшему растворению (поляризация). Однако в других местах контактной поверхности в результате электропроводности металла и раствора действуют электростатические силы, при водящие к оседанию на поверхности металла положительно заряженных ионов (Н 2 2+ и др.), образующих нейтральные молекулы Н 2 . Это вызывает деполяризацию и непрерывное действие гальванической пары: металл (-) - раствор (+), т.е. коррозии. Скорость коррозии хрома в кипящей 65%-ной кислоте 5 * 10 -2 г/(м 2 * ч), а железа -10 5 г/(м 2 * ч), т.е. в 10 7 раз выше.

Поэтому при наличии в стали хрома коррозия практически не развивается. Главный фактор коррозионной стойкости стали - однородность твердого раствора хрома в железе, отсутствие его соединений с углеродом и другими элементами, приводящих к локальному обеднению стали хромом и создающих границы раздела между фазами с дефектными участками кристаллической решетки, где у атомов железа ослаблены межатомные связи. Так, образование карбида хрома Сr 23 С 6 . содержащего 94 % Сr, обедняет окружающую матрицу с 18 ...25 % Сr. Поэтому составы коррозионностойких сталей отличаются от жаропрочных минимумом углерода (до 0,02 %), являющегося для них вредной примесью, либо наличием в стехиометрическом отношении стабилизирующих элементов (титан, ниобий), образующих более прочные карбиды, чем хром, что исключает обеднение твердого раствора хромом. Для обеспечения прочности и стабильности аустенита в ряде сталей часть углерода заменена азотом. Он препятствует образованию δ -Fe, упрочняет аустенит и не образует карбидов.

Кроме того, в рассматриваемых сталях снижены пределы содержания серы и фосфора. В ряде сталей допустимо ≤10% δ -Fe, который обладает высокой концентрацией хрома и повышает коррозионную стойкость при нормальных температурах, но охрупчивает сталь при длительном нагреве до температуры >500 о С. превращаясь в σ -фазу, что снижает и коррозионную стойкость.