Ковалева А.А. Специальные стали и сплавы

Подождите немного. Документ загружается.

131

Наиболее высокое значение σ

кр

наблюдается у сталей ферритного класса, а

также у отдельных марок аустенито-ферритных сталей, которые,

следовательно, целесообразно использовать в условиях возможного

коррозионного растрескивания.

Таблица 22

Прочностные свойства некоторых коррозионно-стойких сталей

(А.А. Бабаков, Ю.В. Захаров, А.В. Крюкова) при 150

Марка стали Структурный класс

Прочностные свойс

ва, МПа

0,2

кр

08Х17Т

Ферритный

400

280

350

15Х25Т

470

320

450

08Х18Н10Т

Аустенитный

450

220

150

10Х14Г14Н4Т

430

180

100

10Х17Н13М2Т

500

240

170

08Х11Н5Т

Аустенито-ферритный

520

350

Х21Н6М2Т

550

360

210

08Х18Г8Н2Т

540

350

450

Аустенитные стали плохо сопротивляются коррозионному

растрескиванию. В случае необходимости применения аустенитных сталей

положительное влияние на стойкость оказывает никель: чем больше его

содержание (в диапазоне 10–50 % Ni), тем выше σ

кр

. При 40 % Ni сталь

невосприимчива к коррозионному растрескиванию. Низкое сопротивление

коррозионному растрескиванию имеют мартенситные и аустенито-

мартенситные коррозионно-стойкие стали 20Х13, 30Х13, 40Х13, 20Х17Н2,

09Х17Н7Ю, 09Х15Н9Ю и др.

Для предотвращения коррозионного растрескивания применяют

уменьшение или снятие растягивающих напряжений (например, отжигом

после механической обработки или сварки), создание на поверхности

напряжений сжатия, введение в среду ингибиторов, снижающих ее

коррозионную активность, и другие методы.

Разрушение при коррозионном растрескивании может носить как

межкристаллитный, так и внутрикристаллитный характер, что определяется

свойствами стали и коррозионной среды.

132

Лекция № 16.

План лекции:

Хромистые нержавеющие стали (ферритного, мартенситного классов).

Термическая обработка.

Недостатки хромистых сталей (виды хрупкости), способы их

устранения.

Область применения.

ХРОМИСТЫЕ НЕРЖАВЕЮЩИЕ СТАЛИ

В литературе используются разные классификации коррозионно-

стойких (нержавеющих) сталей и сплавов. В зависимости от химического

состава стали и сплавы разделяют на классы по основному элементу:

хромистые, хромоникелевые, хромомарганцевые, хромоникельмолибденовые

и др.

Наиболее распространено подразделение по структурным

составляющим. В зависимости от структуры стали классифицируют на

классы: ферритный, мартенситный, аустенитный, феррито-мартенситный,

аустенито-мартенситный, аустенито-ферритный (табл. 23). В отдельный

класс обычно выделяют коррозионно-стойкие сплавы на основе никеля

(никеля и хрома, никеля и молибдена).

Подразделение сталей на классы по структуре условно и проводится в

зависимости от основной структуры, полученной при охлаждении сталей на

воздухе после высокотемпературного нагрева. Состав коррозионно-стойких

сталей регламентируется ГОСТ 5632-72, а механические свойства –

соответствующими ГОСТами на полуфабрикаты, например: ГОСТ 7352-77

(толстый лист), ГОСТ 5582-75 (тонкий лист), ГОСТ 5949-75 (сортовой

прокат) и т.д. Некоторые стали или виды продукции поставляют по ТУ,

согласованным между заказчиком и изготовителем.

133

Таблица 23

Состав, механические свойства и коррозионная стойкость мартенситных,

мартенсито-ферритных, ферритных и аустенитных коррозионно-стойких сталей

(по данным разных авторов)

Марка стали

Содержание

легирующих элементов, %

Режим

термической

обработки,

МПа

0,2

МПа

δ,

φ,

Коррозионная стойкость,

балл, в средах

C Cr Ni Другие

5 %-

HNO

1 %-

20 %-я

HCl

ор

ская

вода

Стали мартенситного класса

40Х13 0,36–0,45

12–14

–

Зака

ка 1

050,

отпуск 600

1 140

910 13

– – – –

30Х13 0,36–0,35

12–14

–

Зака

ка 1

000,

отпуск 640

960 715 16

– – – –

Стали мартенсито-ферритного класса

20Х13 0,16–0,25

12–14

–

Зака

ка 1

020,

отпуск 660

850 650 12

6 10 10 9

12Х13 0,09–0,15

12–14

–

Зака

ка 1

030,

отпуск 680

740 590 20

5 10 10 8

08Х13 < 0,08 12–14

–

Зака

ка 1

000,

отпуск 680

510 340 28

5 10 10 8

Продолжение табл. 23

Марка стали

Содержание

легирующих элементов, %

Режим

термической

обработки,

МПа

0,2

МПа

δ,

φ,

Коррозионная стойкость,

балл, в средах

C Cr Ni Другие

5 %-

HNO

1 %-

20 %-я

HCl

ор

ская

вода

Стали ферритного класса

12Х17 < 0,12 16–18

– –

Норм

лизация

800

520 360 30

4 8 10 7

08Х18Т1 < 0,08 16–19

– 0,6–1 Ti

Норм

лизация

850

510 340 36

3 7 10 6

15Х25Т

< 0,15

–

(5С

–

0,9)

Отжиг 750

–

780

540

–

Стали аустенитного класса

12Х18Н9

< 0,12

–

Зака

ка 1

000

540

260

10Х17Н13М3Т

< 0,10 16–18

12–14

(5С–0,7) Ti

Зака

ка

1 050–1 080

580 280 40

3 2 6 2

10Х14Г14Н4Т

< 0,1 13–15

2,8–4,5

(5С

–

0,6)

13–15 Мn

Закалка 1 050 620 280 45

4 4 10 8

10Х14АГ15 < 0,1 13–15

–

0,15–0,25 N

Закалка 1 000 750 300 45

– – –

06ХН28МДТ < 0,6 22–25

26–29

0,5

–

0,9

2,5–3,0 Мо

2,5–3,5 Cu

Закалка

1 050–1 080

650 280 45

1 1 5 1

134

Как указывалось выше, для придания коррозионной стойкости в сталь

вводят не менее 12 % Cr. В зависимости от соотношения углерода и хрома

стали могут иметь ферритную (08Х18Т, 12Х17, 15Х25Т, 15Х28), феррито-

мартенситную (08Х13, 12Х13) и мартенситную (20Х13, 30Х13, 40Х13)

структуру (рис. 49).

Рис. 49. Структурные классы сталей в системе Fе–Сr–С и положение на диаграмме

промышленных хромистых сталей (А.П. Гуляев)

Стали с более высоким содержанием углерода имеют в структуре

мартенсит и карбиды, остаточный аустенит и относятся к инструментальным.

Хрупкость коррозионно-стойких сталей

Коррозионно-стойкие стали весьма часто проявляют склонность к

хрупкому разрушению, что связывают с фазовыми превращениями:

выделением карбидов, σ-фазы, образованием мартенсита, упорядочением

и др. На рис. 49, 50 приведена структурная диаграмма для хромоникелевых

коррозионно-стойких сталей, на которой области составов с возможным

проявлением хрупкости после длительных выдержек в интервале температур

700–800

С заштрихованы. Аустенитные коррозионно-стойкие стали

подвержены хрупкости, связанной в основном с образованием карбидов и σ-

фазы. Отметим также, что пластические характеристики аустенитных сталей

снижаются при чрезмерном росте аустенитного зерна. Кроме того, в сталях

аустенитного класса может присутствовать заметное количество δ-феррита и

образовываться мартенситные фазы, что также значительно влияет на

сопротивление хрупкости этих сталей. В двухфазных аустенито-ферритных

сталях соотношение фазовых составляющих феррита и аустенита меняется в

широких пределах, поэтому проблема хрупкости для этих сталей также

весьма актуальна.

135

Ni, % KCU, МДж/м

Cr, % Т,

Рис. 50. Появление хрупкости в хромоникелевых сталях (Э. Гудремон): I – в связи с

выделением карбидов; II – то же σ-фазы из аустенита; III – то же σ-фазы из феррита;

IV – в связи с образованием мартенсита

Наиболее подвержены различным видам хрупкости хромистые стали

ферритного класса. Различают следующие виды хрупкости этих сталей:

хладноломкость, которая проявляется при испытаниях на ударную вязкость

(эти стали особенно чувствительны к надрезу); хрупкость после низкого

отпуска («хрупкость 475

С»), которая отмечается после длительного

отпуска или замедленного охлаждения в интервале до 450–500

С; хрупкость

после длительных выдержек при температурах 600–800

С.

Хладноломкость хромистых сталей проявляется в падении ударной

вязкости при испытании образцов с надрезом. У сталей промышленных

плавок переход в хрупкое состояние наблюдается при температурах, близких

к комнатной, с увеличением содержания хрома переход в хрупкое состояние

смещается в сторону более высоких температур.

Хладноломкость этих сталей усиливается их склонностью к

чрезмерному росту зерна при нагреве выше температур 850–900

С, причем

крупнозернистость не устраняется последующей обработкой, т.к. в сталях

отсутствуют фазовые превращения.

Сильное влияние на хладноломкость ферритных сталей оказывают

эелементы внедрения – углерод и азот, а также примеси – кислород, сера и

фосфор, марганец и кремний (рис. 51).

При высокотемпературном нагреве происходит растворение карбидных

фаз в феррите и одновременно очень быстро растет зерно. После быстрого

охлаждения феррит пересыщен углеродом, который неравномерно

распределен в решетке, это приводит к возникновению значительных

напряжений и является причиной хрупкости. В соответствии с

высказываемой гипотезой углерод, азот и другие элементы при нагреве могут

скапливаться в приграничных зонах, что сопровождается образованием

аустенита и мартенситным превращением при охлаждении.

136

хр

С Т

хр

(C + N), % O, P, S, % Si, Mn, %

а б

Рис. 51. Влияние различных элементов на температуру перехода в хрупкое

состояние Т

хр

стали типа Х17 (а) и стали типа Х25НЗ (б) (Або, Наказана,

Токемура)

Отжиг сталей при 730–780

С не устраняет крупнозернистости, но

уменьшает хрупкость благодаря образованию и коагуляции хромистых

карбидов и карбонитридов.

Введение сильных карбидообразующих элементов (титана, ниобия)

способствует образованию специальных карбидов и препятствует росту

зерна и развитию хладноломкости ферритных сталей. Положительно влияет

также применение современных методов выплавки (вакуумная, ЭШП и др.),

которые позволяют быстро уменьшить содержание вредных примесей.

Хрупкость 475

С проявляется в резком снижении пластичности и

вязкости при одновременном повышении твердости и прочности (рис. 52).

Развитие хрупкости при 475

С связывают с процессами упорядочения

(сверхструктура типа Fe

Cr) и расслоения α-твердого раствора. При

расслоении твердого раствора в соответствии с механизмом спинодального

распада образуются когерентные частицы высокохромистой α´-фазы. Эта

фаза выделяется в виде дисперсных сферических зон, которые затем

преобразуются в диски с габитусом, параллельным (100) феррита.

Явление сигматизации. Хрупкость возникает при высоком отпуске, как

следствие образования σ-фазы, которое сопровождается уменьшением

магнитной проницаемости, изменением объема, ударной вязкости и

интенсивным повышением твердости. Эта фаза хрупкая, обладает высокой

твердостью, при ее выделении происходит обеднение феррита хромом, что

снижает коррозионную стойкость стали. Легирование сталей кремнием,

марганцем, молибденом, титаном расширяет области существования σ-фаз

как по концентрации хрома, так и по температуре образования. Увеличение

содержания никеля в сталях сдвигает образование σ-фазы к более высокому

содержанию хрома. Так, в стали с 8 % Ni σ-фаза образуется при 18 % Cr, а

при 20 % Ni необходимо иметь 21 % Cr.

137

KCU

, МДж/м

НВ,

Рис. 52. Изменение ударной вязкости KCU и твердости НВ стали Х25Т в

зависимости от температуры отпуска (Ф.Ф. Химушин)

Увеличение содержания хрома в сталях способствует образованию σ-

фазы и одновременно смещает область ее существования к более высоким

температурам.

Предварительная холодная пластическая деформация способствует

выделению σ-фазы.

Скорость образования σ-фазы из феррита значительно больше, чем из

аустенита, поэтому ферритные и аустенито-ферритные стали более

подвержены хрупкости, связанной с сигматизацией.

По вопросу о механизме образования σ-фазы в литературе нет единого

мнения. Предполагается, что δ-феррит может распадаться при

изотермической выдержке с образованием вторичного аустенита и σ-

фазы (К. Куо). По экспериментальным данным, при распаде феррита

ведущей является σ-фаза, рост частиц которой приводит к обеднению

феррита хромом и δ → γ-превращению (О.А. Банных).

Образование σ-фазы в чисто аустенитных сталях объясняют

выделением из аустенита карбидных фаз типа Ме

, которые могут

превращаться в σ-фазу, или возможностью непосредственного образования

этой фазы из аустенита (Л. Сингхал, Дж. Мартин).

При исследовании ферритных железохромистых сталей было показано,

что процесс образования σ-фазы протекает очень медленно (десятки и сотни

часов), однако в сложнолегированных и, в частности, в двухфазных

аустенито-ферритных сталях скорость образования σ-фазы и связанного с

ним охрупчивания может быть очень большой.

отп

Исх.

сост.

138

Лекция № 17.

План лекции:

Аустенитные нержавеющие хромоникелевые и хромомарганцевые

стали.

Цели легирования. Влияние содержания углерода и легирующих

элементов на коррозионную стойкость.

Основные преимущества и недостатки аустенитных сталей.

Фазовые превращения.

Свариваемость. Применение.

Стали гомогенные и гетерогенные, со стабильным и метастабильным

аустенитом. Особенности их легирования и термообработки.

АУСТЕНИТНЫЕ НЕРЖАВЕЮЩИЕ ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ

И ХРОМОМАРГАНЦЕВЫЕ СТАЛИ.

В зависимости от химического состава выделяют хромоникелевые,

хромомарганцевоникелевые и хромомарганцевые стали.

Хромоникелевые стали. Введение в сталь никеля сильно расширяет γ-

область, снижает температуру мартенситного превращения и при 8 % Ni

сталь с 18 % Cr и 0,1 % С переходит в класс аустенитных. Мартенситная

точка М

при охлаждении для этих сталей лежит несколько ниже

комнатной температуры, а мартенситная точка при деформации М

– выше.

Точное положение М

сталей типа 18-8 определяется соотношением

хрома, углерода, никеля и примесей и меняется в широких пределах от 0 до

(–180)–(–190)

С.

Мартенсит может быть получен пластической деформацией или

обработкой холодом. Важно отметить, что состав 18 % Cr – 8 % Ni при

0,1%С требует минимального количества никеля для обеспечения

аустенитной структуры, т.е. является наиболее экономически выгодным.

Основные преимущества сталей аустенитного класса – их высокие

служебные характеристики (прочность, пластичность, коррозионная стойкость

в большинстве рабочих сред) и хорошая технологичность. Поэтому

аустенитные коррозионно-стойкие стали нашли широкое применение в

качестве конструкционного материала в различных отраслях

промышленности.

В хромоникелевых аустенитных сталях промышленных плавок

возможны следующие фазовые превращения: 1) образование карбидных,

карбонитридных фаз и σ-фазы при нагревах в интервале 650–850

С;

2) растворение этих фаз при нагреве до более высоких температур

(1 100–1 200

С); 3) образование δ-феррита при высокотемпературных

139

нагревах; 4) образование α- и ε-мартенситных фаз при охлаждении и

пластической деформации.

Выделение карбонитридных фаз происходит преимущественно по

границам зерен, что снижает пластичность сталей и их сопротивление МКК.

Резко охрупчиваются стали при образовании σ-фазы.

Присутствие в структуре δ-феррита отрицательно сказывается на ее

технологичности, особенно при горячей обработке давлением. Поэтому в

сталях, подвергающихся прокатке, ковке, штамповке, при повышенных

температурах количество δ-феррита строго лимитируется. Так, в сталях типа

10Х18Н9Т при нагреве до 1 200

С может образоваться до 40–45 % δ-феррита,

а в сталях 10Х18Н10Т, 10Х18Н12Б – до 15–20 % δ-фер- рита. Поэтому

при выплавке этих сталей требуется обеспечить отношение Cr/Ni ≤ 1,8, что

гарантирует образование не более 10–15 % δ-феррита.

Ниобий и титан, находясь в твердом растворе (аустените), снижают

температуру мартенситного превращения, а при выделении их в

карбонитридных фазах происходит обеднение углеродом и азотом,

мартенситная точка повышается (рис. 53). Присутствие δ-феррита понижает

мартенситную точку, т.к. при его образовании перераспределяются

легирующие элементы и γ-фаза обогащается аустенитообразующими

элементами.

Рис. 53. Схема термической обработки аустенитных нержавеющих сталей

(Е.А. Ульянин): а – нестабилизированных; б – стабилизированных титаном

и ниобием

Целью термической обработки является получение аустенитной

структуры, снятие внутренних напряжений и устранение склонности к МКК,

которая возникает при сварке, горячей обработке давлением или других

технологических операциях.

140

Термическая обработка нестабилизированных титаном и ниобием

хромоникелевых аустенитных сталей (например, 12Х18Н9) заключается в

закалке из однофазной аустенитной области (от 1 000

С) в воду (закалка без

полиморфного превращения) (рис. 53). Считается, что закалку следует

проводить от температур несколько выше температуры растворения

хромистых карбидов Т

, при этом чем выше содержание углерода в стали, тем

от более высоких температур требуется осуществлять закалку.

Стали, стабилизированные титаном или ниобием, закаливают из

двухфазной области аустенита и специальных карбидов TiC (или NbC),

причем температура закалки не зависит от содержания углерода и

составляет обычно 1 000–1 100

С, чаще всего 1 050

С. Более высокие

температуры нецелесообразны из-за возможного роста зерен и начала

растворения специальных карбидов.

После закалки стали приобретают оптимальное сочетание

характеристик механических свойств и коррозионной стойкости.

Недостатком закалки является необходимость нагрева до высоких

температур, быстрого охлаждения, что часто трудно технологически

осуществить и вызывает коробление конструкции. Стабилизирующий отжиг

сталей без титана и ниобия позволяет повысить концентрацию хрома на

границе аустенит – карбид, что обуславливает высокое сопротивление стали

МКК. Несмотря на присутствие карбидов хрома в сталях после отжига при

850–950

С, они не склонны к МКК.

Для сталей, легированных титаном и ниобием, в процессе отжига

возможно превращение карбидов хрома в специальные карбиды TiC или

NbC, что также устраняет склонность к МКК. Температура

стабилизирующего отжига обычно составляет 850–950

С. Отжиг допускает

более медленное охлаждение, обычно на воздухе, и более эффективен для

стабилизированных сталей.

Хромомарганцевоникелевые и хромомарганцевые стали. Марганец, как

и никель, является аустенитообразующим элементом, однако он обладает

менее сильным действием на стабилизацию аустенита. На рис. 54 видно, что

аустенитную структуру в хромомарганцевых сталях можно получить только

при содержании > 15 % Mn и < 15 % Cr. При других соотношениях

легирующих элементов структура сталей получится двухфазной (аустенит +

феррит или мартенсит, или σ-фаза). Поэтому при замене никеля марганцем

приходится понижать содержание хрома или заменять никель частично, или

дополнительно легировать стали таким сильным аустенитообразующим

элементом, как азот. В табл. 23 приведены состав и свойства

хромомарганцевой стали с азотом 10Х14АГ15 (0,15–0,25 % N) и

хромомарганцевоникелевой стали 10Х14Г14Н4Т, нашедших применение в

промышленности (в основном в торговом и пищевом машиностроении).

Кроме этих сталей, применяют также стали 20Х13Н4Г9, 12Х17Г9Н4 и др.