Однофазной структуры

Опытные данные А. А. Григорьевой и Г. Г. Сергеевой по окислению на воздухе однофазных и двухфазных аустенито-ферритных хромоникелевых сталей (рис. 99) свидетельствуют о том, что хромо-никелевые стали с однофазной аустенитной структурой более устойчивы против окисления, чем сталь с двухфазной аустенито-ферритной структурой, и что с увеличением содержания феррита (ОХ21Н6М2Т < ОХ21Н5Т) жаростойкость двухфазных сталей на воздухе ухудшается. Несмотря на более низкое содержание основного компонента, повышающего жаростойкость, — хрома, однофазные стали Х18Н12М2Т и Х18Н9Т ведут себя не хуже, а подчас и лучше, чем двухфазные стали ОХ21Н5МД2Т, ОХ21Н6М2Т, 1Х21Н5Т и ОХ21Н5Т.

У стали определенного состава периоды кристаллической решетки не зависят от температуры закалки однофазной аустенитной области при значительной скорости охлаждения.

Структура металла шва зависит от химического состава. Элементы, повышающие устойчивость аустенита, способствуют получению однофазной аустенитной структуры металла шва, т. е. уменьшению содержания в ней феррита. К этим элементам относятся углерод, никель, марганец, азот, медь и кобальт. Углерод действует очень эффективно, примерно в 10 раз эффективнее никеля. Однако повышение содержания углерода приводит к образованию карбидов и уменьшению коррозионной стойкости металла шва. В аустенитных сталях, применяемых в СССР для изготовления 'Паропроводов и поверхностей нагрева котлов, содержание углерода не превышает 0,12%. В аналогичных сталях ФРГ содержание углерода не превышает 0,l'%i, а в сталях США — 0,08%.

На фиг. 36 и 37 приведены два конструктивных варианта отлитого на Невском заводе имени Ленина цилиндра высокого давления из аустенитной стали ЛА1 газовой турбины ГТ-12-3 ЛМЗ [79]. Первоначальный вариант конструкции этого цилиндра чистым весом около 8 т предусматривал изготовление его из двух сложных по форме отливок, соединенных между собой массивным фланцем по горизонтальному разъему (фиг. 37). В связи с плохой литейной технологичностью однофазной аустенитной стали следовало ожи-

Износостойкость деталей обычно в первую очередь обеспечивается повышенной твердостью поверхности. Однако высокомарганцевая аустенитная сталь ПОП3Л (1,25% С, 13% Мп, 1% Сг, 1% Ni) при низкой начальной твердости (180—220 НВ) успешно работает на износ в условиях абразивного трения, сопровождаемого воздействием высокого давления и больших динамических (ударных) нагрузок (такие условия работы характерны для траков гусеничных машин, щек дробилок и др.). Это объясняется повышенной способностью стали упрочняться в процессе холодной пластической деформации. Так, при пластической деформации, равной 70%, твердость стали возрастает с 210 НВ до 530 НВ. Высокая износостойкость стали достигается не только деформационным упрочнением аустенита, но и образованием мартенсита с гексагональной (Е) или ромбоэдрической (е') решеткой. При содержании фосфора более 0,025% сталь становится хладноломкой. Структура литой стали представляет собой аустенит с выделившимися по границам зерен избыточными карбидами марганца (Мп3С), снижающими прочность и вязкость материала. Для получения однофазной аустенитной структуры отливки закаливают в воде с температуры 1050—1100°С. В таком состоянии сталь имеет высокую пластичность 5 = 34—53%, \/ = 34—43%, низкую твердость 180—220 НВ и невысокую прочность ст„ = 830—654 МПа.

Указанные электродные материалы с однофазной аустенитной структурой шва применяют и при сварке перлитных сталей с термоуп-рочняемыми жаропрочными аустенитными сталями и никелевыми сплавами.

пластические характеристики швов несколько снижаются, это снижение во всем интервале температур испытания, как правило, невелико. Имеются, однако, исключения от этой общей закономерности. Так, металл швов с однофазной аустенитной структурой, склонный в условиях сварки к горячим трещинам, резко снижает свою пластичность при высоких температурах. Если в условиях испытания типичного представителя таких сварных швов — шва типа ЭА-2 (композиции Х25Н20) (рис. 26, б) в интервале температур 20—600° С пластичность сохраняется на высоком уровне,

Такое деление в основном связано с принципом выбора электродных материалов. Для сварки сталей первой группы могут применяться наиболее технологичные аустенитно-ферритные элек* троды и сварочные проволоки аналогичного состава: аустенитные стали второй группы требуют использования электродных материалов с однофазной аустенитной или аустенитно- карбидной структурой.

Представляют интерес проведенные дополнительно испытания сварных соединений стали Х18Н10Т разных плавок с однофазной аустенитной и двухфазной аустенито-ферритной структурой. Они не выявили благоприятного влияния ферритной фазы на стойкость против локальных разрушений. Пластичность образцов обеих серий была примерно одинакова; трещины при наличии ферритной фазы развиваются преимущественно по межзеренной границе; феррит-аустенит (рис. 123). Поэтому хотя присутствие первичного

Первичная структура, т. е. структура металла шва, возникшая при затвердевании сварочной ванночки, в зависимости от химического состава и условий первичной кристаллизации жидкого металла может быть однофазной (аустенитной) или двухфазной. Типичная однофазная структура сварного шва аустенитной стали и аустенитного сплава показана на рис. 22, а и б. Сварной шов может иметь двухфазную первичную структуру следующих типов: аустенитно-ферритную (рис. 22, в) или фер-ритно-аустенитную (рис, 22, г), представляющую собой смесь кристаллов аустенита у и первичного феррита 6; аустенитно-карбид-ную (рис. 22, д), представляющую собой аустенит и первичные карбиды к' эвтектического (ледебуритного) происхождения; аустенитно-эвтектическую с эвтектической составляющей не карбидного характера. Появление эвтектической фазы Э может быть вызвано серой, фосфором (рис. 22, ж), кремнием, цирконием, ниобием, титаном, бором (рис. 22, в) и другими легирующими элементами, которые способны образовывать эвтектику с основными составляющими шва (железом, никелем, хромом) или друг с другом. Сварные швы могут иметь и более сложную, например трехфазную, первичную структуру Y ~Ь $ -- Э.

Нагрев при температурах 550—875° С не оказывает заметного влияния на механические свойства сварных швов стали типа 18-8, обладающих однофазной аустенитной структурой или содержащих до 5% 6-феррита. Однако двухфазные швы с более высоким содержанием феррита очень сильно охрупчиваются, причем снижение ударной вязкости идет тем скорее, чем выше температура нагрева. Ниже показано влияние температуры выдержки на ударную вязкость аустенитно-ферритного шва типа 18-8.

Коррозионная с т о и к о с т ь хромоникелевых. сталей (как и хромистых) обусловлена в основном образованием на поверхности сплава защитной пассивной пленки; однако хромоникелевые стали обладают несколько более высокой коррозионной стойкостью, чем хромистые стали. Объясняется это наличием в сплаве никеля, который способствует образованию мелкозернистой однофазной структуры и повышает стойкость стали в разбавленных растворах серной кислоты, а также-в ряде водных растворов солей.

Все сплавы, содержащие от 0,8до 2,0% С, кристаллизуются подобно сплаву IV. Кристаллизация сплава начинается после достижения точки /. В интервале /—2 проходит и заканчивается образование аустенита, состав которого по мере охлаждения меняется по участку/'—2 (линии солидуса). На участке 2—^происходитохлаждение однофазной структуры аустенита. В точке 3 (пересечение с линией SE) достигается предельное насыщение С аустенита, при дальнейшем охлаждении из пересыщенного аустенита выпадает вторичный цементит

Широкое применение получили стали системы Fe — Cr — Ni без присадок и с присадками меди, молибдена, титана'и ниобия. Эти стали характеризуются хорошими механическими и технологическими свойствами и обладают хорошей коррозионной стойкостью. Никель повышает пластичность стали, способствует формированию мелкозернистой структуры. Холодная деформация ведет к повышению прочности данных сталей. Однако эти стали склонны к межкристаллитной и точечной коррозии. Следует отметить, что хромоникелевые стали обладают более высокой коррозионной стойкостью, чем хромистые стали, поскольку введение никеля способствует образованию мелкозернистой однофазной структуры сплава, для которой характерна повышенная коррозионная стойкость.

В бинарных сплавах Ni—Fe наблюдается уменьшение склонности к индуцированным водородом потерям пластичности по мере возрастания содержания железа [108, 109], особенно в интервале 20—50% Fe. Этот эффект интересен в сравнении с поведением сплавов, содержащих 20—30% Fe в дополнение к 20% Сг. Подобные тройные сплавы Ni—Сг—Fe, к числу которых относятся, например, Ни-о-нель, Инколой 800 и Инколой 804, подвержен-ны КР в некоторых средах [241, 262, 265—268], причем при определенных обстоятельствах их стойкость к КР оказывается ниже, чем у сплавов на основе системы Ni—20 Сг [241]. Более того, последовательное замещение Fe на Ni при переходе от Инколой 800 (33% Ni) к Инколой 825 (42% Ni) и Инконель 625 (61% Ni) сопровождается возрастанием стойкости сплава к КР [66, 67, 241, 267, 269]. Разрушения вследствие КР могут, однако, происходить во всех перечисленных сплавах, а на сплавы Монель 625 и Хастел-лой X, как было показано, отрицательно влияет также и водород при высоком давлении [39, 84, 122, 270]. В отсутствие систематических исследований поведения железа, можно предположить, что оно оказывает отрицательное воздействие на тройные и более сложные системы, обусловленное, в частности, еще не изученными синергитическими эффектами, которые подавляют поведение, свойственное Fe в бинарных сплавах. Следует, однако, также учитывать, что сплавы 800, 804, 825 (и даже 625) могли быть состарены с образованием упрочняющей 7'-Фазы (см- ниже). Такая возможность вытекает из представленных в табл. 7 составов сплавов. В некоторых из упомянутых выше работ нет данных о термической предыстории исследованных материалов и поэтому микроструктура сплавов неизвестна. Следовательно, сравнение подобных сплавов с такими, в которых у'-фаза не образуется (в частности, Инконель 600 и Хастеллой X), может быть неправомочным. По-видимому, в этой области нужны дальнейшие исследования при соответствующем контроле однофазной структуры.

Характер структурных составляющих металла шва, насыщенного азотом, изменяется при термообработке следующим образом: а) металл с концентрацией азота свыше 0,14% послеотжига содержит структурные компоненты в виде игольчатых нитридов длиной 10 мк и браунита (лист 1,2); б) нагрев до температуры ниже 590° С почти не изменяет структуры металла, полученной при отжиге, а приводит только к переводу некоторого количества нитридных игл в твёрдый раствор с альфа-железом; в) закалка после нагрева до температур, соответствующих области двухфазной системы альфа—гамма ниже линии As (фиг. 42), приводит к полному исчезновению браунита и растворению нитридов и в результате закалки гамма-фаза переходит в новую структурную составляющую — нитромартенсит (лист 1,3), в отличие от мартенсита, получаемого при закалке углеродистой стали; г) закалка с температур выше А& (850—900° С) приводит к образованию однофазной структуры (нитроаусте-нит), которая в процессе закалки не распадается (лист I, 4), характеризуя собой как бы „сверхзакалку"; д) металл с концентрацией азота менее 0,14%, с температур ниже линии AG' (однофазная область альфа) приводит к образованию нитроферрита (лист I, 5), а с температур выше линии AG' (выше Ав) даёт структуру нитроаустенита.

Повышение содержания углерода до 0,38 и 0,6% привело к образованию однофазной структуры у-твердого раствора при 1150 и 1000 °С в исследованном интервале концентраций хро-

для исследования подходящих сплавов можно использовать высокотемпературную рентгеновскую камеру. Появление продуктов распада в микроструктуре всегда служит предостережением против применения рентгеновского метода; однако отсутствие продуктов распада вовсе не означает, что его можно надежно применять. В некоторых системах, в которых определенная фаза стабильна только при высоких температурах, закалка может вызвать фазовое превращение. Новая фаза может оказаться нестабильной. Так, в сплаве меди с галлием с содержанием галлия примерно 27% (атомн.) р-фаза при высоких температурах обладает объемпоцентрированной кубической решеткой, которая при закалке может превратиться в гомогенную гексагональную шютноупакованную решетку. Если такой сплав охлаждать в условиях равновесия, он будет переходить из области гомогенной Р -фазы в область (а + т). При этом (3-фаза будет претерпевать эвтектоидное превращение, образуя смесь гексагональной плотноупакованной и т-фаз. Таким образом, рассматриваемый сплав в условиях равновесия никогда не бывает только в виде гомогенной плотноупакованной гексагональной фазы, и образование при закалке однофазной структуры является следствием превращения в нестабильную форму. При этих условиях метод микроанализа все же позволяет правильно установить границы фаз, потому что если даже одна фаза полностью претерпевает при закалке превращение, то между сплавами, которые были соответственно гомогенными и двухфазными при температуре закал!-ки, все же останется разница. Рентгеновское исследование закаленных образцов в таких случаях может привести к оши-бЬчным выводам, и поэтому почти всегда лучше применять методы микроанализа и рентгеновский совместно, а не полагаться только на последний. В описанном выше случае может быть применено рентгеновское исследование в высокотемпературной камере.

для исследования подходящих сплавов можно использовать высокотемпературную рентгеновскую камеру. Появление продуктов распада в микроструктуре всегда служит предостережением против применения рентгеновского метода; однако отсутствие продуктов распада вовсе не означает, что его можно надежно применять. В некоторых системах, в которых определенная фаза стабильна только при высоких температурах, закалка может вызвать фазовое превращение. Новая фаза может оказаться нестабильной. Так, в сплаве меди с галлием с содержанием галлия примерно 27% (атомн.) р-фаза при высоких температурах обладает объемпоцентрированной кубической решеткой, которая при закалке может превратиться в гомогенную гексагональную шютноупакованную решетку. Если такой сплав охлаждать в условиях равновесия, он будет переходить из области гомогенной Р -фазы в область (а + т). При этом (3-фаза будет претерпевать эвтектоидное превращение, образуя смесь гексагональной плотноупакованной и т-фаз. Таким образом, рассматриваемый сплав в условиях равновесия никогда не бывает только в виде гомогенной плотноупакованной гексагональной фазы, и образование при закалке однофазной структуры является следствием превращения в нестабильную форму. При этих условиях метод микроанализа все же позволяет правильно установить границы фаз, потому что если даже одна фаза полностью претерпевает при закалке превращение, то между сплавами, которые были соответственно гомогенными и двухфазными при температуре закал!-ки, все же останется разница. Рентгеновское исследование закаленных образцов в таких случаях может привести к оши-бЬчным выводам, и поэтому почти всегда лучше применять методы микроанализа и рентгеновский совместно, а не полагаться только на последний. В описанном выше случае может быть применено рентгеновское исследование в высокотемпературной камере.

Данный вид термообработки производится с целью упрочнения сплавов. Его принципиальная схема предусматривает нагрев двухфазного сплава до температуры полного растворения избыточной фазы и получения однофазного строения (см. рис. 3.5, область выше линии FC). Затем сплав быстро охлаждают (закалка) для получения однофазной структуры пересыщенного твердого раствора с последующим повторным нагревом до более низкой температуры для формирования в закаленном сплаве эффективной фазовой и особенно дислокационной структуры.

Термическая обработка меняет строение сплавов и, следовательно, их коррозионную стойкость. Отжиг и нормализация приводят к формированию однофазной структуры и способствуют увеличению жаростойкости материала.

С целью проверки влияния на процесс трещинообразования во время термической усталости исследовали материалы с различной структурой [147, 148]. В первую очередь определяли сопротивление разрушению армко-железа, т.е. влияние однофазной структуры (рис. 95). После индукционного нагрева и охлаждения в воде в тонком приповерхностном слое происходят существенные изменения; эта структура имеет не очень высокое сопротивление термической усталости.