Аустенитных нержавеющих

Аналитические выражения для расчета коэффициентов рассеяния продольных б; и поперечных St волн в транскристаллитной среде еще не получены. Оценка соотношения бг и 6t для аустенитных материалов с равноосными зернами показала, что при одинаковой частоте УЗ-колебаний 64/6j ^ 24; при равенстве длин поперечной и продольных волн б(/б; « 7. Таким образом, в поликристаллической среде с равноосными зернами коэффициент рассеяния поперечных волн существенно превышает коэффициент рассеяния продольных волн, причем как при одинаковой частоте, так и при равенстве длин волн.

Молибден. Улучшая технологичность аустенитных материалов при сварке и общую коррозионную стойкость, молибден повышает их склонность к КР. Еще более отрицательный эффект получается при одновременном легировании молибденом и марганцем. Молибден оказывает отрицательное влияние на стойкость аустенитных сталей против КР уже с сотых долей процента. Влияние молибдена, иногда, может быть снивелировано положительным влиянием углерода или других легирующих элементов (никеля, меди).

Вязкость разрушения материала ВИ+ВД в закаленном состоянии определяли при комнатной температуре и при 4 К (см. табл. 3). При снижении температуры до 4 К вязкость разрушения уменьшается всего на 11 % по сравнению с комнатной температурой. Такое поведение типично для материалов аустенитного класса, у которых вязкость разрушения остается практически постоянной при изменении температуры от комнатной до 4 К. Эта характерная черта аустенитных материалов отмечается и в работе [12], авторы которой наблюдали снижение вязкости разрушения на 8 % у сплава Inconel X750 после закалки и двухступенчатого старения при снижении температуры от комнатной до 77 К. В работе [13] также установлена незначительная чувствительность вязкости разрушения листов и сварных соединений сплава Inconel 718 к изменению температуры.

Если последующими дополнительными испытаниями еще нескольких материалов аустенитного класса будет подтверждено, что СРТУ при комнатной температуре выше, чем при 4 К, то результаты испытаний при комнатной температуре можно будет использовать для анализа механики разрушения конструкций и узлов из аустенитных материалов, эксплуатирующихся при очень низких температурах, не проводя дорогостоящих испытаний на СРТУ при низких температурах.

Наконец, общей характерной чертой материалов аусте-нитного класса, в том числе сплава Inconel X750, является то, что скорость роста трещины усталости при комнатной температуре такая же или в большинстве случаев выше, чем при 4 К. Если эта закономерность будет подтверждена в дальнейших испытаниях аустенитных материалов, можно будет свести к минимуму или вообще отказаться от проведения дорогостоящих испытаний на скорость роста трещины усталости при низких температурах.

Если проводились опытные наплавки применяемых аустенитных материалов и пробы подвергались термообработкам не меньше, чем штатное изделие в процессе изготовления с учетом дополнительной термообработки в случае ремонта сварных швов, то сертификационные данные испытаний, выполненных в соответствии с техническими условиями на приемку аустенитных сварочных материалов, считаются достаточными и дополнительные испытания не требуются.

При количественном анализе кинетических зависимостей глубины наибольших термоусталостных трещин от числа теплосмен использовали уравнение (44). Температурная зависимость показателя К = I (Т^шах) ПРИ испытаниях с охлаждением в воде показана на рис. 60. Для исследованных перлитных и аустенитных материалов закономерности изменения показателя К от температуры однотипны. До определенного значения Тшах ведущим фактором

повышения жаропрочности карбидообразующих элементов далеко не всегда повышается сопротивление термической усталости аустенитных материалов, а во многих случаях снижается.

Для контроля реакторов-размножителей на быстрых нейтронах; во многих странах разработаны или приспособлены методы ультразвукового контроля (например, в Великобритании, Франции, ФРГ). Компоненты первичного контура реакторов-размножителей на быстрых нейтронах с натриевым охлаждением' (LMFBR) выполнены целиком из аустенитных сталей. Следовательно, для производственного и основного (исходного) контроля могут быть использованы приемы контроля аустенитных материалов, особенно сварных швов, разработанные для других целей, например, совмещенные искатели с продольными волнами и короткие (широкополосные) импульсы (раздел 28.1.6). Повторный контроль компонентов еще более затрудняется тем; обстоятельством, что компоненты первичного контура находятся при температуре около 200°С. Устройство искателей, пригодных для этой цели, описано в работе [1000]. См. также работы [235, 1704, 1107, 1016, 1105].

Самой радикальной мерой является исключение образования отслаивающихся окислов путем правильного выбора материалов паропроводов, пароперегревателей и коллекторов котла, например применением аустенитных материалов. Однако эти материалы имеют большую стоимость и ряд эксплуатационных недостатков: больший коэффициент линейного расширения и меньшая теплопроводность приводят к повышенным температурным удлинениям и напряжениям.

По данным [1.68], щелочному КР в высокотемпературных водных средах подвержены хромистые стали с 13—17 % Сг, аустенито-ферритные хромоникелевые стали с 4—7 % Ni, аусте-нитные стали с 8—29 % Ni и высоконикелевые сплавы, причем в классе аустенитных материалов стойкость возрастает с увеличением содержания никеля.

Ясно, что нагрев до 500—700°С вызывает выделение карбидов лишь у пересыщенного аустенита, т. е. у закаленных аусте-нитных сталей (при содержании в них углерода более 0,005%). Склонность к интеркристаллитной коррозии аустенитных нержавеющих сталей можно устранить не только уменьшением содержания углерода, но и введением так называемых элементов-стабилизаторов: титана или ниобия, являющихся сильными карбидообразователями. При введении в сталь титана или ниобия образуются соответственно карбиды типа МС. Эти карбиды (фазы внедрения) мало растворимы в аустените. Титан и ниобий, соединяясь с углеродом, препятствуют тем самым образованию хромистых карбидов и проявлению интеркристаллитной коррозии. Разумеется, что титан и ниобий следует вводить в достаточных количествах (чтобы они могли связать весь углерод).

На следующей серии С-образных кривых (рис. 365) показано влияние углерода и никеля па склонность к мсжкристаллитной коррозии аустснитных хромоннкелевых сталей. Эти два элемента из основных наиболее сильно влияют на склонность к мсжкристаллитной коррозии аустенитных нержавеющих сталей — углерод очень сильно ускоряет процесс выделения карбидов, приводящей к приобретению склонности к межкристаллитной коррозии. Поэтому в современных нержавеющих сталях содержание углерода снижено до

так как при этом, как и при отпуске, возможно выделение карбидов, приводящее к ухудшению пластичности и коррозионной стойкости. Кроме того, при закалке происходят рекристаллиза-пнонные процессы, устраняющие последствия пластической деформации, которой часто подвергаются нержавеющие аустенит-ные стали. В результате закалки твердость этих сталей не повышается, а снижается, поэтому для аустенитных нержавеющих сталей закалка является смягчающей термической операцией.

Механические свойства аустенитных нержавеющих сталей в закаленном (смягченном) состоянии характеризуются низким значением предела текучести, невысокой прочностью и очень высокой пластичностью.

Механические свойства некоторых аустенитных нержавеющих сталей приведены в табл. 84.

Относительно невысокая прочность (ст0,2«25 кгс/мм2) аустенитных нержавеющих сталей привела к разработке высокопрочных криогенных сталей (например, сталь ЭП222 с 'СТ0,2=40 кгс/мм2 или ЭП699 с ст0,2 = 80 кгс/мм2). Однако высокое содержание в них никеля (около 10%) привело к разработке малоникелевых сталей, которые оказались пригодными до относительно не очень низких температур. Свойства некоторых из наиболее распространенных криогенных сталей приведены в табл. 89.

Аустеншпные стали получили свое название по аустенитной фазе или у-фазе, которая существует в чистом железе в виде стабильной структуры в температурном интервале от 910 до 1400 °С. Эта фаза имеет гранецентрированную кубическую решетку, немагнитна и легко деформируется. Она является основной или единственной фазой аустенитных нержавеющих сталей при комнатной температуре и в зависимости от состава имеет стабильную или метастабильную структуру. Присутствие никеля в значительной степени способствует сохранению аустенитной фазы при закалке промышленных сплавов Сг—Fe—Ni от высоких температур. Увеличение содержания никеля сопровождается повышением стабильности аустенита. Легирование марганцем, кобальтом, углеродом и азотом также способствует сохранению при закалке и стабилизации аустенита. Аустенитные нержавеющие стали могут упрочняться холодной обработкой, но не термообработкой. При холодной обработке аустенит в метастабиль-ных сплавах (например, 201, 202, 301, 302, 302В, 303, 330Se, 304, 304L, 316, 316L, 321, 347, 348; см. табл. 18.2) частично переходит в феррит. По этой причине указанные стали и являются метастабильными. Они магнитны и имеют объемно-центрированную кубическую решетку. Этим превращением объясняется значительная степень упрочнения при механической обработке. В то же время стали 305, 308, 309, 309S при холодной обработке слабо упрочняются, и если и становятся магнитными, то в очень малой степени. Сплавы с повышенным содержанием хрома и никеля (например, 310, 310S, 314) имеют практически стабильную аустенитную структуру и при холодной обработке не превращаются в феррит и не становятся магнитными. Аустенитные нержавеющие стали очень широко применяют в различных областях, включая строительство и автомобильное производство, а также в качестве конструкционного материала в пищевой и химической промышленности.

Первые два сплава иногда легируют титаном или ниобием для повышения допустимого содержания углерода и азота. Все эти сплавы можно закалять от 925 °С без ухудшения коррозионных свойств. Благодаря тому, что они сохраняют пассивность в агрессивных средах, их коррозионная стойкость обычно выше, чем у обычных ферритных и некоторых аустенитных нержавеющих сталей, представленных в табл. 18.2. Они более устойчивы, например в растворах NaCl, HNO3 и различных органических кислот. Если по какой-либо причине происходит локальная или общая депассивация этих сталей, то они корродируют с большей скоростью, чем активированные никельсодержащие аустенитные нержавеющие стали, имеющие в своем составе такие же количества хрома и молибдена [8, 9].

Неправильная термическая обработка ферритных или аустенитных нержавеющих сталей приводит к тому, что места контакта отдельных кристаллов (так называемые границы зерен)'

становятся особенно подвержены сильной коррозии. Коррозия такого рода приводит к катастрофическому уменьшению механической прочности. Обработка определенной длительности при определенной температуре, в результате которой сплав приобретает чувствительность к межкристаллитной коррозии, называется провоцирующей термической обработкой или сенсибилизацией. Режимы такой обработки для ферритных и аустенитных сталей сильно различаются. В сплав с 18 % Сг достаточно ввести 2,5—3 % Ni, чтобы изменилась температура сенсибилизации [12]. Говоря по-другому, сенсибилизация нержавеющих сталей, содержащих меньше этого количества никеля, происходит в том же температурном интервале, что и у безникелевых ферритных сталей. В то же время сенсибилизация сталей с более высоким содержанием никеля происходит при температурах, характерных для аустенитных нержавеющих сталей. ,

Склонность аустенитных нержавеющих сталей к межкристал-литной коррозии зависит от содержания в них углерода. Малоуглеродистая сталь (< 0,02 % С) относительно стойка к коррозии этого типа [151. Азот, обычно присутствующий в промышленных сплавах в количествах, достигающих нескольких сотых процента, не столь сильно способствует разрушениям, как углерод (рис. 18.3) [16]. При высоких температурах (например, при 1050 °С) углерод почти равномерно распределен в сплаве, однако в области температур сенсибилизации (или при несколько более высоких температурах) он быстро диффундирует к границам зерен, где соединяется преимущественно с хромом с образованием карбидов хрома (например, М23Св, в котором М обозначает хром и небольшое количество железа). В результате этого процесса прилегающие к границам зерен участки сплава обедняются хромом. Его содержание может упасть ниже 12 %, которые необходимы для поддержания пассивности. В местах превращений объем сплава меняется, и это изменение объема распространяется от границы зерен на небольшое расстояние в глубь зерна. В результате на протравленной поверхности наблюдается расширение границ зерен. В сплаве, обедненном хромом, образуются активно-пассивные элементы с заметной разностью потенциалов. Зерна представляют собой катодные участки большой площади по сравнению с небольшими анодными участками границы зерен. Протекание электрохимических процессов приводит к сильной коррозии вдоль границ зерен и проникновению агрессивной среды в глубь металла.