Склонность аустенитных

Легирующие элементы, растворяясь в феррите, уменьшая размер зерна и увеличивая склонность аустенита к переохлаждению, способствуют измельчению карбидной фазы, поэтому низколегированные стали по сравнению с углеродистыми сталями обыкновенного качества (Ст2, СтЗ, Ст4) имеют более высокие значения временного сопротивления и предела текучести при сохранении хорошей пластичности, а также менее склонны к старению и хладноломкости. Применение низколегированных сталей с а(ьг = 350 МПа взамен углеродистых экономит до 15 % металла, а при апл = 400 МПа экономия достигает 25—30 %.

На степень стабилизации остаточного аустенита и ударную вязкость хромистых (до 18% Сг) и никелевых (до 15% №) сталей с различной концентрацией углерода существенно влияет температура отпуска. Снижение концентрации углерода в этих сталях уменьшает склонность аустенита к стабилизации и необратимой хрупкости.

Получение при нормализации той или иной структуры является результатом влияния легирующих элементов на склонность аустенита к превращению и переохлаждению.

стве немагнитного не применяется из-за плохой обрабатываемости резанием, что является следствием склонности марганцевого аустенита к наклепу и наличия значительного количества слабомагнитных карбидов, повышающих магнитную проницаемость. В связи с этим часть марганца заменяют медью, которая также способствует переохлаждению аустенита, но не образует карбидов, уменьшает склонность аустенита к наклепу и увеличивает его стойкость против отпуска (табл. 3).

Легирующие элементы, растворяясь в феррите, уменьшая размер зерна и увеличивая склонность аустенита к переохлаждению, способствуют измельчению карбидной фазы, поэтому низколегированные стали по сравнению с углеродистыми сталями обыкновенного качества (Ст2, СтЗ, Ст4) имеют более высокие значения временного сопротивления и предела текучести при сохранении хорошей пластичности, меньшей склонности к старению и хрупким разрушениям (низкий порог хладноломкости). Ударная вязкость (KCU) этих сталей, при 20 °С составляет около 0,6 МДж/мг, при — 40 °С — 0,3—0,35 МДж/м2 и при — 70 °С — 0,25—0,3 мДж/ма.

Легирующие элементы, растворяясь в феррите, уменьшая размер зерна и увеличивая склонность аустенита к переохлаждению, способствуют измельчению карбидной фазы, поэтому низколегированные стали по сравнению с углеродистыми сталями обыкновенного качества (Ст2, СтЗ, Ст4) имеют более высокие значения временного сопротивления и предела текучести при сохранении хорошей пластичности, а также менее склонны к старению и хладноломкости. Применение низколегированных сталей с а0>2 = 350 МПа взамен углеродистых экономит до 15 % металла, а при а0,2 = 400 МПа экономия достигает 25—30 %.

Но нормализация не всегда может заменить отжиг как операция смягчения стали. Так как склонность аустенита к переохлаждению растет с увеличением содержания в нем углерода и легирующих элементов, то разница в свойствах после отжига и после нормализации будет существенно зависеть от состава стади. Поэтому нормализацию широко применяют вместо смягчающего отжига для малоуглеродистых сталей, в которых аустенит слабо переохлаждается, но она не может применяться для смягчения высокоуглеродистых сталей, которые весьма ощутимо упрочняются при охлаждении на воздухе из-за значительного переохлаждения аустенита.

Повышает точки Аа и ACf Повышает температуру рокристалЛизацВ^, твердость, предел прочности и предел текучести феррита, снижает пластичность. В сложнолегированных сталях (быстрорежущих, штам-повых и т. п.) в качестве стабильной фазы присутствуют карбиды типа М,С—(FejWtC) и M„C,—(Ре, Or, W),gC,. Вольфрам и образуемые им карбиды уменьшают склонность аустенита к росту зерна.. Вольфрам повышает устойчивость аустенита а перлитной области, почти не влияя на его устойчивоеть в про-

Повышенное содержание углерода в хромомаргандевых сталях способствует расширению у-области, а после соответствующей термической обработки увеличивает склонность аустенита к дисперсионному твердению. Влияние углерода на склонность к дисперсионному твердению особенно сильно проявляется при наличии в стали карбидообразующих элементов (V, Ti, Nb и др.). Максимальные твердость и сопротивление струеударному разрушению этих сталей достигается при температуре старения 700° С [38]. Повышение температуры старения приводит к резкому снижению твердости и эрозионной стойкости стали.

47. Фомин В. В. и др. Влияние никеля на склонность аустенита к образованию мартенсита при деформации и гидроэрозионную стойкость сталей. — В сб.: Физико-химическая механика материалов, 1971, №5, т. 7. изд. АН УССР, с. 93—94.

54. Фомин В. В. и др. Влияние молибдена и углерода на склонность аустенита к образованию мартенсита деформации сопротивления стали гидроэрозии.— «Известия АН СССР. Металлы», вып. 6, 1971.

При сварке разнородных аустенитных сталей следует иметь в виду повышенную склонность аустенитных швов к образованию горячих трещин. Поэтому при выборе сварочных материалов следует прежде всего исходить из необходимости надежного предотвращения возникновения горячих трещин в шве. Технология сварки этих сталей зависит от соотношения со;(ержания в металле хрома и никеля (запаса аустенитности). Если сваривают разнородные стали с малым запасом аустенитпости, то можно использовать электроды, рекомендуемые для сварки как одной, так и другой стали. При этом предупреждение образования в шве горячих трещин обеспечивается получением металла шва с аустеиитно-фер-ритной структурой с регламентированным количеством феррита.

Таким образом, различают: 1) начальное зерно — размер зерна аустенита в момент окончания перлито-аустенит-ного превращения; 2) наследственное (природное) зерно — склонность аустенитных зерен

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.

Влияние механических напряжений на склонность аустенитных хромсникелевых сталей к коррозии хорошо прослеямвается на анодной поляризационной кривой по изменению участков активного, пассивного и транспассивного состояний (см. рис. 3.15). Разблагоражи-

Наибольшее распространение получили три теории, объясняющие склонность аустенитных, аустенитно-ферритных, мартенситных и аустенитно-мартенситных сталей к МКК следующими причинами /8/:

В работе [167] изучали склонность аустенитных хромоникеле-вых сталей к интеркристаллитной коррозии и' применили предложенный для стали X5CrNil8.9 реактив следующего состава [157]: 80 мл концентрированной НС1; 5 мл HNO3; 20 мл глицерина, 1 г СиС12.

На склонность аустенитных коррозионно-стойких сталей к МКК оказывает влияние не только температура отпуска и его продолжительность, но и температура предварительной закалки. С увеличением температуры закалки склонность к МКК нестабилизированных сталей растет. Повышение температуры закалки приводит к росту зерен, а с увеличением их размеров повышается и склонность к МКК. Объясняется это уменьшением суммарной поверхности зерен, их границ, а также облегчением возможности образования сплошной сетки новой фазы и, следовательно, появлением склонности к МКК даже в тех случаях, когда у сталей с мелким зерном она не наблюдалась.

Склонность аустенитных хромоникелевых сталей типа 18-9 и 18-10 к снижению сопротивления усталости при воздействии морской воды зависит от их структурного состояния (Гликман Л.А. и др. [130, с. 16— 26]). Условный предел коррозионной выносливости аустенизированной при 15,0—1070°С стали снижается несколько меньше (~ на 20-25 %), чем этой же стали, подвергнутой отпуску 650°С (35 %). Аустенизирован-ная литая сталь хуже сопротивляется коррозионно-усталостному разрушению в 3 %-ном растворе NaCI, чем кованая аустенизированная. Эта

испытания на длительную прочность (например, П4М). В других случаях образец, находящийся в автоклаве, с помощью сильфона нагружается посредством рычажной системы. Испытания проводятся либо до разрушения образцов, либо до появления первых трещин. Наличие трещин в образце определяется с помощью металлографических исследований на травленых и нетравленых образцах. Склонность аустенитных нержавеющих сталей к межкристаллит-ной коррозии определяется по ГОСТу 6032—58. О наличии межкри-сталлитной коррозии после испытаний в воде или паре судят или по результатам металлографических исследований, или по изменению электрического сопротивления образцов и измерению внутреннего трения [11,10].

Термическая обработка существенным образом влияет на склонность аустенитных нержавеющих сталей к коррозионному растрескиванию. Так, холоднообработанная сталь с концентрацией 18,56% хрома, 10,6% никеля и 0,05% углерода разрушается при испытаниях в хлористом магнии за 18 час. Та же сталь, отожженная после холодной обработки, не разрушалась в течение всего периода испытаний. Та же картина наблюдалась и у стали с 18,5% хрома, 8,8% никеля и 0,07% углерода. Обжатие в этом случае достигало 30— 35% [111,93]. Аустенитная нержавеющая сталь, выдержанная после холодной обработки при температуре 700° С в течение 4 час, оказалась в значительной степени склонной к коррозионному растрескиванию. После выдержки ее при той же температуре, но в течение 18 час, трещины появлялись только на отдельных образцах. Склонность к коррозионному растрескиванию у этого вида стали полностью устранялась при выдержке ее при температуре 800° С в течение 15мин [1П,92].М.Шейл [111,94] испытывал влияние режима термообработки на коррозионное растрескивание стали с 18,7% хрома, 8,7% никеля в кипящем растворе, насыщенном хлористым магнием. Результаты испытаний приведены в табл. 111-16.

Возникающие в наплавленном металле в процессе кристаллизации и усадки при высоких температурах под действием растягивающих напряжений трещины называют «горячими». Склонность аустенитных сталей к горячим трещинам Kc.r.i может быть оценена выражением