Аустенитной структуры

Рис. 363. Микроструктура аустенитной нержавеющей стали, пораженной интеркристаллитной коррозией: а _ ХЗОО; б — Х500

В результате анодной поляризации потенциал корродирующей стали становится более положительным и при достижении потенциала, необходимого для анодного образования окпсных пленок, наступает возможность перехода анодных участков аустенитной нержавеющей стали (представляющей собой твердый раствор Сг и Ni в железе) в пассивное состояние, что приводит к общему пассивированию кс^родирующей поверхности нержавеющей стали.

влять опасность, причем степень разрушений увеличивается с возрастанием времени нагрева и особенно при сварке массивных изделий. Опасные температуры достигаются в нескольких миллиметрах от места сварки, в котором металл нагревается до температуры плавления или выше. Следовательно, при контакте с агрессивной средой разрушение сварного шва аустенитной нержавеющей стали (называемое коррозией по сварным швам) протекает не в теле сварного шва, а рядом — в зоне термического влияния (рис. 18.2).

Рис. 18.7. Влияние соотношения между содержанием хлоридов и кислорода в котловой воде на КРН аустенитной нержавеющей стали 18-8, находящейся в паровой фазе и периодически смачиваемой водой с рН = 10,6, содержащей 50 мг/л POf-, при 242—260 °С. Продолжительность испытаний 1—30 дней; цифры указывают число образцов [46]

Рис. 18.9. Влияние содержания азота (а) и углерода (6) на КРН холоднокатаной аустенитной нержавеющей стали с 19 % Сг и 20 % Ni в кипящем при 154 °С растворе MgCl2 [63 ]

носительного сопротивления кристаллов, двум типам сдвиговой деформации. Велика анизотропия в меди, цинке, аустенитной (нержавеющей) стали. Мала упругая анизотропия в вольфраме, алюминии. Альфа-железо и углеродистую сталь относят к промежуточным материалам по величине упругой анизотропии и рассеяния.

Более наглядное представление о механизме образования ручьевого узора дают Пикеринг, Свен и Эмбери. По их мнению, транскристалл ит-ное коррозионное растрескивание происходит вследствие образования на ступеньках скольжения туннельной коррозии. Туннели растут в на^ правлениях наиболее плотной упаковки. 6 дальнейшем происходит вязкое разрушение перемычек между туннелями, как показано на рис. 37. Туннели такого типа наблюдали в сплаве Си—25 % Аи после выдержки в 10 %-ном растворе хлористого железа; в сплаве Мд — 7 % AI после выдержки в растворе NaCI и К2СгО4, в аустенитной нержавеющей стали после контакта с 42 %-ным раствором MgCI2 при 140°С, в алюминии, находившемся в водном растворе NaCI. Условием для образования туннелей является грубое скольжение, возникающее при наличии ближнего порядка и низкой энергии дефектов упаковки.

Автоклавы для проведения статических коррозионных испытаний в воде и паре при высоких температурах и давлениях изготовляются, как правило, из аустенитной нержавеющей стали 1Х18Н9Т.

вой формы (Fe, Cr)23G6 в аустенитной нержавеющей стали [7], растрескивание карбида титана (TiC) в высокопрочной стали [27], растрескивание частиц карбида железа в сталях [63] и разрыв частиц кремния в сплавах Al — Si [29]. На рис. 1 приведено типичное растрескивание частиц цементита (карбида железа) в стали. В работе [41] довольно детально исследовано разрушение частиц цементита в сфероидизированной стали с 1,05% С, деформированной при комнатной температуре. Результаты этой работы резюмируются следующим образом;

В работах Института машиноведения [79, 233, 241, 301]"показана возможность использования критерия в форме (1.2.8) и (1.2.9) на примере аустенитной нержавеющей стали Х18Н10Т при температуре 650° С. Эксперименты выполнялись с использованием комплекса испытательных машин, включавших программные установки растяжения — сжатия с обратной связью по нагрузкам или деформациям, непрограммные установки растяжения — сжатия, а также установки для испытаний на ползучесть. Все испытательные системы оснащены электронно-механическими системами измерения напряжений и деформаций, записи изменения контролируемых параметров во времени, а также регистрации диаграмм деформирования.

Кроме изложенных выше данных, полученных на аустенитной нержавеющей стали Х18Н10Т при 650° С, в Институте машиноведения выполнена экспериментальная программа в широком диапазоне температур (500—700° С) на стали Х18Н9 того же класса, но с лучшими технологическими свойствами. Проведены испытания на ползучесть, длительную прочность и пластичность, длительное малоцикловое нагружение при жестком и мягком режимах с выдержками (1, 5, 50 и 500 мин). Обработка полученных данных в форме критериальных зависимостей (1.2.8), (1.2.9) подтвердила возможность деформационно-кинетического подхода к оценке

Or аустенитной структуры обязательно должно быть 9% 'Ni; с уменьшением содержания никеля сплав становится двухфазным во всем интервале температур, в том

Сталь ООХ18Н10, естественно, обладает наиболее высокой пластичностью н наименьшей прочностью, так как почти не содержит углерода и легирующих элементов выше 18% Сг и 10 Ni, указанное количество которых необходимо для создания коррозионной устойчивости (хром) и аустенитной структуры (никель).

На рис. 161 приведена диаграмма, показывающая влияние хрома в железоникелевых сплавах с 8% Ni на положение фаз при различных температурах. Из диаграммы следует, что для получения однофазной у-'структуры при повышенных температурах нельзя увеличивать содержания хрома сверх 20%. Для сохранения аустенитной структуры при более высоком содержании хрома необходимо повысить содержание никеля. Так, для стали,

содержащей 22% Сг (рис. 160), для сохранения аустенитной структуры требуется уже не менее 12% №.

Рабочие температуры жаропрочных сталей 500—750 °С. При тем пературах до 600 °С используют стали на основе ос твердого раствора, а при более высоких температурах — на основе аустенитной структуры, обладающих более высокой жаропрочностью.

Термомеханическая обработка состоит в нагреве до получения аустенитной структуры, деформации стали в этом состоянии (в ста-

Легирование хромоникелевых сталей изменяет положение фаз а, у и а+Y Ha диаграмме состояния. Эффективность действия легирующих элементов на образование ферритной или аустенитной структуры различна. Так, повышение содержания Сг, Ti, Nb, Si, Та, Al и Mo приводит к увеличению ферритной фазы, а увеличение содержания Ni, N2. С и Мп способствует расширению области аустенита и его большей устойчивости.

Стойкость аустенитной структуры зависит от растворимости С (карбидов) при изменении температуры (рис. 15.9).

В электромашиностроении при изготовлении немагнитных деталей магнитных приборов и электромашин применяют немагнитные материалы. Для этого в качестве заменителей цветных сплавов используют немагнитные стали и чугуны аустенитной структуры, получаемой в результате высокого содержания Мп и Ni, которые понижают интервал у-^а-превращения до обычных температур.

Никель является сильным аутенитообразующим элементом. Железо и никель при затвердевании образуют /-твердый раствор в широком интервале концентраций. Влияние никеля на повышение жаростойкости хромоникелевой стали проявляется в повышении механических свойств при высоких температурах в результате наличия аустенитной структуры, в увеличении плотности оксидной пленки, усилении ее сцепления с основным металлом. Степень влияния никеля на жаростойкость непрерывно увеличивается с ростом температуры.

Совместное присутствие хрома и никеля обеспечивает также получение устойчивой аустенитной структуры, т.е. повышение жаропрочности.