Металлургические особенности сварки высоколегированных сталей и сплавов. Стали с чистоаустенитной структурой

Металлургические особенности сварки высоколегированных сталей и сплавов.

Структура и свойства хромистых сталей и сварных швов зависят от содержания хрома и углерода, а также от степени легирования их другими элементами.

К числу основных трудностей, которые приходится преодолевать при сварке высоколегированных сталей и сплавов, относятся: обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин; обеспечения коррозионной стойкости сварных соединений; получение и сохранение в процессе эксплуатации требуемых свойств сварного соединения; получения плотных швов.

Обеспечение стойкости металла шва и околошовной зоны против образования трещин.При сварке высоколегированных сталей и сплавов возможно образование горячих и холодных трещин. Горячим трещинам подвержены в основном аустенитные стали и сплавы, холодным – закаливающиеся стали мартенситного и мартенситно-ферритного классов.

Кристаллизационные и горячие трещины при сварке высоколегированных сталей и сплавов могут образоваться в шве и околошовной зоне. Механизм их образования такой же, как и при сварке обычных углеродистых конструкционных сталей. Однако высоколегированные стали и сплавы более подвержены кристаллизационным трещинам при сварке, чем углеродистые конструкционные стали.

Это объясняется следующими специфическими особенностями строения и условий кристаллизации высоколегированных швов: сильно развитой транскристаллитной направленной первичной микроструктурой; увеличенной литейной усадкой кристаллизующегося металла; значительными растягивающимся напряжениями, действующими на сварочную ванну в процессе ее затвердевания; многокомпонентным легированием, усиливающим вероятность появления малых количеств легкоплавкой электрической составляющей на границах дендритов в момент завершения кристаллизации сварочной ванны.

На практике нашли применение следующие пути предотвращения кристаллизационных трещин в высоколегированных швах: создание в металле шва двухфазной структуры; ограничение в нем содержания вредных примесей в легирования такими элементами, как молибден, марганец, вольфрам; применение фтористо-кальциевых электродных покрытий и фторидных сварочных флюсов; применение различных технологических приемов.

Остановимся кратко на характеристике этих путей. Образование в шве двухфазной структуры способствует ее измельчению. В результате удается полностью или частично подавить транскристаллитную первичную структуру. Такие швы несравненно более стойки против образования кристаллизационных трещин, чем однофазные чисто-аустенитные.

Чтобы получить двухфазные аустенитно-ферритное строение металла шва, обеспечивают в нем соответствующее соотношение содержания ферритизирующих и аустенитизирующих элементов. Это возможно с помощью структурной диаграммы. Удовлетворительная стойкость против образования кристаллизационных трещин достигается при наличии в металле шва 2-3% первичного δ-феррита.

На этом принципе создано большинство сварочных материалов, предназначенных для сварки коррозионностойких аустенитных сталей Х18Н10Т, Х18Н12Т, Х17Н13М2Т и жаропрочных Х16Н14, Х16Н16 и др.

Сварка аустенитных сталей электродами и проволокой с содержанием феррита до 2-3% связана с определенными трудностями. Так, при чрезмерном проплавлении основного металла возможно образование в шве объемов металла с чистоаустенитной структурой, склонного к кристаллизационным трещинам. Поэтому на практике применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение в металле шва свыше 2-3% феррита. Например, электроды ОЗЛ-8 обеспечивают получение в наплавленном металле 3,5-8,5% феррита, электроды ЭА-400/10У – 2 – 8%, а проволока Св-06Х19Н10М3Т – до 10%.

Для сварки корневых валиков многопроходных швов, когда доля основного металла в шве значительна, применяют присадочные материалы с более высоким содержанием феррита – порядка 5-10%; например, электроды ЦТ-15-1 дают 5,5-9,0% феррита; ЦТ-16-1 – 6,0-9,5% феррита. В некоторых случаях, например при сварке жаростойких аустенитных сталей типа 2Х25Н20С2, отличающихся исключительно высокой склонностью к образованию кристаллизационных трещин, для этих целей применяют сварочные электроды со значительно более высоким содержанием феррита. Так, электроды марки ГС-1, используемые для сварки корневых валиков этих сталей, дают в наплавленном металле 25-30% феррита.

Швы с повышенным содержанием первичного феррита более стойки против межкристаллитной коррозии. Причиной этого вида коррозии являются фазовые превращения в металле шва, сопровождающиеся обеднением пограничных слоев зерен и кристаллитов хромом в результате встречной диффузии углерода и хрома. Наличие первичного феррита в сварных швах вносит качественные изменения в этот процесс. Фазовые превращения в этом случае локализируются в объемах, занимаемых первичным ферритом, который, как известно, способен растворить больше хрома, чем аустенит. Вследствие этого обеднения пограничных слоев хромом до критических концентраций не происходит и такие швы обладают более высокой сопротивляемостью межкристаллитной коррозии.

Вместе с тем не следует забывать, что швы и стали с повышенным содержанием феррита более подвержены сигматизации в интервале температур 450-850˚ C, а следовательно, и потере пластичности, чем стали и швы с ограниченным содержанием феррита или чистоаустенитные. Поэтому для обеспечения служебных характеристик конструкций и узлов, работающих в интервале критических температур, содержание феррита в шве должно быть ограниченно до 2-3%.

Это требование особенно тщательно должно соблюдаться при сварке конструкций, длительно работающих при этих температурах, например контуров атомных станций, высокотемпературных химических реакторов, паропроводов, поверхностей нагрева котлов и др. Для сварки таких конструкций разработаны сварочные проволоки и электроды со строго регламентированным содержанием феррита в пределах 2-5%.

Измельчение структуры шва путем создания в нем ферритной фазы нашло широкое применение на практике. Однако этот путь предотвращения образования кристаллизационных трещин не может быть использован при сварке сталей с большим запасом аустенитности и тем более сплавов на железоникелевой основах. Чтобы при сварке таких сталей и сплавов получить двухфазные аустенитно-ферритные швы, понадобилось бы ввести в них чрезмерно большое количество ферритезаторов. Это неизбежно повлекло бы за собой значительное изменение свойств твердого раствора и резкое падение пластичности металла шва. Поэтому на практике сварку стабильноаустенитных сталей и сплавов выполняют в основном чистоаустенитными или двухфазными аустенитно-карбидными и аустенитно-боридными швами, отличающимися более высокой стойкостью против охрупчивания при длительной эксплуатации. Представляет также значительный интерес сварка двухфазными швами с хромоникелевой эвтектикой.

Предотвращение образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах достигается: ограничением содержания вредных примесей – серы, фосфора, свинца, сурьмы, олова, висмута, а также таких элементов, как кремний, титан, алюминий и ниобий, способствующих образованию по границам кристаллитов легкоплавких прослоек; заменой части никеля марганцем; легирования шва молибденом, вольфрамом, танталом, азотом, рением. Положительное действие этих элементов на стойкость чистоаустенитовых швов против образования кристаллизационных трещин широко освещено в специальной литературе.

Перечисленные пути предотвращения образования кристаллизационных трещин в чистоаустенитных швах используют при разработке сварочных материалов. В качестве примера можно привести нашедшие применение на практике сварочные проволоки Св-08Х21Н10Г6, Св-08Х20Н9Г7Т, 1Х16Н14Г7В2Б, Св-10Х16Н25АМ6 с 0,1-0,2% азота, 06Х15Н30Г8В7М3Т, 08Х25Н55В15Т, Св-06Х15Н60М15 и созданные на их базе сварочные электроды ЗИФ-1, ЦТ-23, ЭА-395/9, ЦТ-22, НИАТ-7, ЦТ-28 и др.

Создание в металле шва двухфазной аустенитно-карбидной или аустенитно-боридной структуры как средства борьбы с кристаллизационными трещинами также довольно широко применяется на практике. Чтобы металл шва приобрел двухфазное аустенитно-карбидное строение, его легируют углеродом. Однако углерод оказывает резко отрицательное действие на коррозионную стойкость высоколегированных сталей, сплавов и сварных швов. Поэтому к указанному средству повышения стойкости шва против кристаллизационных трещин при сварке нержавеющих сталей можно прибегать только при условии одновременного легирования их такими элементами, как ниобий и титан, способными связать углерод в прочные карбиды.

На практике аустенитно-карбидные композиции нашли применение преимущественно при сварке жаропрочных и жаростойких сталей.

Помимо перечисленных чисто металлургических средств находят применение некоторые технологические приемы повышения стойкости высоколегированных швов против образования кристаллизационных трещин. Эти приемы в основном рассчитаны на изменение формы шва и характера кристаллизации металла.

Особенность дуговой сварки высоколегированных сталей заключается в том, что в ряде случаев стойкость металла шва против образования кристаллизационных трещин падает с увеличением коэффициента формы шва. При электрошлаковой сварке пластичным электродом некоторых высоколегированных сплавов, наоборот, уменьшение коэффициента формы шва приводит к образованию кристаллизационных трещин, аналогично тому, что наблюдается при сварке углеродистых и низколегированных сталей. Металл шва в этом случае кристаллизируется в виде елочки и кристаллиты в осевой его части соприкасаются торцами. В этом месте чаще всего образуются кристаллизационные трещины. При большом коэффициенте формы шва кристаллиты растут в перпендикулярноосевом направлении и трещины в таком шве не образуются.

При дуговой сварке тавровых соединений из высоколегированных сталей и сплавов увеличение зазора при сборке до 1,5-2 мм благоприятно влияет на характер кристаллизации металла в корне шва. В результате образования кристаллизационных трещин в корне шва не происходит. Аналогичное явление наблюдается при сварке соединений типа клавишной пробы. Например, увеличение зазора между лопатками газотурбинного ротора позволяет повысить стойкость шва против образования поперечных трещин, идущих от зазора. Узкий зазор в этих случаях играет роль острого надреза, инициирующего трещину.

Опыт показывает, что влияние предварительного и сопутствующего подогревов сварного соединения высоколегированных сталей и сплавов может быть различным и зависит от их состава и свойств. В общем можно признать, что подогревов не оказывает сколько-нибудь заметного влияния на стойкость высоколегированных швов против образования кристаллизационных трещин.

Более того в ряде случаев он вреден вследствие увеличения провара основного металла и повышения в шве концентрации кремния, серы, фосфора, ниобия и других элементов, вызывающих образование кристаллизационных трещин.

Подогрев полезен при сварке низкопластичных и литых высоколегированных сталей для предотвращения образования в сварочных соединениях холодных трещин.

Большое влияние на образование кристаллизационных трещин в высоколегированных швах оказывает режим сварки. Швы, выполненные тонкой проволокой диаметром 1,2-2 мм на умеренных режимах при минимально возможных значениях погонной энергии сварки, обладают повышенной стойкостью против образования кристаллизационных трещин.

Во всех случаях сварки, независимо от структурного класса высоколегированных сталей и

сплавов, предпочтение следует отдавать сварочным материалам повышенной чистоты.

Большую опасность для эксплуатационной надежности конструкции представляют околошовные трещины, образующиеся при сварке плавлением высоколегированных сталей и сплавов. Сварщики научились получать качественные швы без трещин при сварке материалов этой группы. Однако значительно труднее предупредить образование околошовных трещин; как будет показано ниже, основная роль в решении этой задачи принадлежит металлургам, а не сварщикам.

К мерам борьбы с околошовными горячими трещинами относятся:

а) создание в околошовной зоне двухфазной структуры – аустенит и первичный феррит, аустенит и боридная фаза, аустенит и хромоникелевая эвтектика; применение этого способа не всегда возможно; б) повышение чистоты сталей и сплавов от вредных примесей и ограничение или исключение горячих трещин; в) применение чистых сварочных материалов с ограниченным содержанием элементов, вызывающих горячие трещины; г) применение мелкозернистых сталей и сплавов.

Обеспечение коррозионной стойкости сварных соединений.В качестве коррозионностойких материалов широко применяют хромоникелевые аустенитные и 13-, 17- и 28%-ные хромистые стали, а также хромомарганцевые аустенитные, хромоникелевые аустенитно-ферритные, аустенитно-мартенситные и аустенитно-боридные стали.

Оценку коррозионной стойкости металлов по ГОСТ 13819-68 производят по потере массы или по глубинному показателю.

Обладая высокой коррозионной стойкостью, аустенитные и хромистые стали подвержены опасному виду коррозионного разрушения межкристаллитной коррозии.

После воздействия на сталь или шов критических температур выпадают комплексные карбиды железа и хрома. Выпадения этих карбидов влечет за собой обеднение хромом пограничных слоев зерен или кристаллитов твердого раствора и соответствующую потерю коррозионной стойкости металла.

В процессе сварки отдельные участки околошовной зоны подвергаются нагреву до температур, могущих вызвать распад твердого раствора и выпадение карбидов. Впоследствии в этих участках может развиваться межкристаллитная коррозия. Межкристаллитная коррозия может поразить такие участки шва, подвергающиеся повторному воздействию сварочного нагрева а именно места пересечения швов, места возобновления сварки после смены электродов, первый шов при двусторонней сварке. Этот вид коррозии может наблюдаться и на границе шов – основной металл в виде так называемой ножевой коррозии, охватывающей по ширине всего несколько зерен.

Известны следующие средства борьбы с межкристаллитной коррозией при сварке высоколегированных сталей и сплавов.

1. Снижение содержания углерода в основном металле и металле шва до 0,02-0,03%, т.е. до предела его растворимости в аустените. При столь малой концентрации углерод остается в твердом растворе при любой температуре, и выпадение карбидов хрома исключается.

2. Легирование сталей и швов титаном, ниобием, танталом, цирконием, ванадием. Обладая большим сродством к углероду, чем хром, эти элементы дают устойчивые карбиды. В результате карбиды хрома не образуются, и развитие межкристаллитной коррозии исключается.

3. Закалка. При нагреве под закалку карбиды хрома растворяются в аустените, а быстрое остывание фиксирует однородное строение стали или сплава. Повторное воздействие критических температур в процессе сварки, естественно, может снова привести металл в состояние склонности к межкристаллитной коррозии.

4. Стабилизирующий отжиг в течении 2-3 ч при температуре 850-900˚ С с охлаждением на воздухе. Нагрев при указанных температурах приводит к наиболее полному выпадению карбидов и стабилизации их состава. При последующем воздействии более низких критических температур обеднения хромом вследствие выпадения карбидов не произойдет.

5. Повышение в швах содержания феррита до 20-25% путем дополнительного легирования их хромом и такими элементами, как кремний, алюминий, ванадий, молибден, вольфрам.

Не нашли то, что искали? Воспользуйтесь поиском гугл на сайте:

zdamsam.ru

Сварка - аустенитная сталь - Большая Энциклопедия Нефти и Газа, статья, страница 1

Сварка - аустенитная сталь

Cтраница 1

Сварка аустенитных сталей производится электродной проволокой, близкой по составу к основному металлу. [2]

Сварка аустенитных сталей, как правило, производится постоянным током обратной полярности. [3]

Сварка аустенитных сталей электродами и проволокой с содержанием феррита до 2 - 3 % связана с определенными трудностями. Так, при чрезмерном проплавлении основного металла возможно образование в шве объемов металла с чистоаустенитной структурой, склонного к кристаллизационным трещинам. Поэтому на практике применяют сварочные материалы, обеспечивающие получение в металле шва свыше 2 - 3 % феррита. [4]

Сварку аустенитных сталей для предупреждения перегрева основного металла и надежной защиты зоны сварки от воздуха выполняют короткой дугой узкими валиками без поперечных и возвратно-поступательных колебаний электрода. [5]

Недостатком сварки аустенитных сталей в углекислом газе является значительное выгорание титана и незначительное хрома, которое может привести к усиленной межкристаллитной коррозии, если сварку производить проволокой, содержащей недостаточное количество титана И хрома. [7]

Для сварки аустенитных сталей с перлитными большего предпочтения заслуживают аустенитные электроды, применение которых обеспечивает получение пластичных структур корневых слоев шва при перемешивании с перлитной сталью. При использовании для данных соединений электродов перлитного класса участки шва, примыкающие к аустенитной стали и обогащенные в первую очередь хромом и никелем, будут хрупкими из-за образования в них мартенситной структуры при сварке. Получение шва, свободного от трещин, потребует в этих условиях проведения сварки с высоким подогревом и вызовет необходимость отпуска сваренного изделия. В отличие от этого, при использовании аустенитных электродов подогрев либо вообще не производится, либо его температура выбирается на 100 - 200 ниже требуемой при сварке данной перлитной стали. [9]

Для сварки аустенитных сталей плавящимся электродом рекомендуется применять аргон с добавкой 1 об. % кислорода. Такая газовая смесь обеспечивает устойчивый процесс сварки и вместе с тем слабо окисляет металл сварочной ванны. Смесь аргона с 2 или 5 об. % кислорода целесообразно применять при сварке ферритных сталей, когда требуется струйный перенос электродного металла. При сварке в таких газовых смесях качество формирования швов высокое, а разбрызгивание электродного металла очень невелико. Недостатками упомянутых смесей аргона с кислородом являются интенсивное излучение дуги и характерное для аргона пальцевидное проплавление основного металла. [11]

Для сварки аустенитных сталей разработаны и применяются следующие системы флюсов ( табл. 91): низкокремнистые, фторид-ные или солевые, высокоосновные. [12]

Проведение сварки аустенитных сталей на пониженных режимах тока необходимо по следующим соображениям. [13]

Практика сварки аустенитных сталей показывает, что при использовании электродов, дающих наплавленный металл с некоторым содержанием ферритной фазы ( ЦЛ-9, ЦЛ-11, КТИ-5. ЦТ-7 и др.), можно с успехом применять электроды разных диаметров, например не только 4 мм, но и 5 - 6 мм - в зависимости от особенностей свариваемого узла и условий его охлаждения. Однако при сварке таких сталей, как ЭИ612 ( электроды КТИ-7), ЭИ695Р ( электроды АЖ-13-18), подобное повышение режимов сзарки приводит к отрицательным результатам. [14]

Металлургия сварки аустенитных сталей и сплавов, в отличие от сварки обычных сталей, в настоящее время ориентирована на использование высокоосновиых сварочных шлаков. Необходимость применения таких шлаков не была столь очевидной еще 15 - 20 лет назад. Понадобилось немало времени ( были проведены обширные исследования как в СССР, так и за границей) прежде, чем вопрос этот приобрел определенную ясность. Причем прогресс в деле создания шлаков требуемого состава был достигнут сначала в области ручной сварки открытой дугой, а уже затем и в области сварки под флюсом. Более 30 лет назад были предложены для сварки нержавеющих аустенитных сталей электродные покрытия, представляющие в основном систему CaF2 - CaO. [15]

Страницы: 1 2 3 4

www.ngpedia.ru

Металлургические особенности сварки высоколегированных сталей и сплавов.

Во всех случаях сварки, независимо от структурного класса высоколегированных сталей и

сплавов, предпочтение следует отдавать сварочным материалам повышенной чистоты.

К мерам борьбы с околошовными горячими трещинами относятся:

Обеспечение стойкости металла шва против образования пор.

Азот хорошо растворяется в высоколегированных сталях, поэтому пор в сварных швах не вызывает.

Основным возбудителем пор при сварке высоколегированных сталей и сплавов является водород, поступающий в сварочную ванну в основном из флюса, электродного покрытия или защитного газа. Эффективное средство предупреждения пор – удаления влаги из флюсов, электродных покрытий и газов. Флюсы и электроды необходимо прокаливать непосредственно перед сваркой, а газ осушать в процессе сварки.

Сварку высоколегированных сталей и сплавов под фторидными флюсами и электродами с фтористо-кальциевым покрытием производят обычно на постоянном токе обратной полярности, что позволяет резко уменьшить опасность появления пор в швах.

При сварке в аргоне некоторых аустенитных сталей и сплавов иногда наблюдается образование пор по границе сплавления. Возбудителем этих пор, по-видимому, служит водород, попавший в основной металл при электролитическом травлении. Добавка к аргону 2 – 5% кислорода предупреждает образование пор в этом случае.

Получение и сохранение в процессе эксплуатации заданных свойств сварного соединения. Выполнение этих требований при сварке высоколегированных сталей вызывает значительные трудности. Чтобы обеспечить получение аустенитных швов без трещин, часто приходится прибегать к применению присадочных материалов, отличающихся по композиции от основного металла. В ряде случаев это делается даже в ущерб свойствам сварного соединения. Например, для сварки высокопрочных сложнолегированных аустенитных сплавов типа ХН77ТЮ и ХН70ВМЮТ применяют сварочную проволоку и электроды ЦТ-28 на базе этой проволоки или электроды ИМЕТ-4П, которые обеспечивают получение швов без трещин, но с более низкими, чем у основного металла, жаропрочными свойствами.

Имеются определенные трудности и со сваркой хромистых коррозионных сталей. В околошовной зоне этих сталей в результате воздействия сварочного термического цикла происходит значительное укрупнения зерна. Это одна из причин резкого падения вязкости металла околошовной зоны. Высокотемпературный отпуск при 760-780˚ С значительно повышает пластичность металла околошовной зоны на этих сталях.

Еще труднее сохранить полученные свойства сварных соединений при длительной эксплуатации. В результате более или менее длительного пребывания при высоких температурах высоколегированные швы в значительной мере лишаются своей первоначальной пластичности: происходит так называемое охрупчивание металла. Известны три вида охрупчивания металла высоколегированных швов: тепловая хрупкость, сигматизация и старение.

Тепловая или, как ее иногда называют, 475-градусная хрупкость, не сопровождается явными структурными изменениями. Она является своего рода старением, обусловленным, по-видимому, выпадением субмикроскопических частиц на границах зерен твердого раствора. Явление тепловой хрупкости возникает в результате нагрева при температурах 350-500˚ С высокохромистых ферритных и аустенитно-ферритных швов, содержащих более 15-20% сложнолегированного феррита. Тепловому охрупчиванию способствует хром, ванадий, ниобий, кремний, в меньшей мере титан и алюминий. Радикальным средством предотвращения тепловой хрупкости является ограничения содержания феррита в двухфазных сварных швах.

Сигматизация – появление в металле шва при длительной выдержке в интервале температур 500-875˚ С хрупкой структурной составляющей – интерметаллида типа FeCr, известного под названием σ-фазы. Чаще всего σ-фаза образуется в аустенитно-ферритных швах и хромистых швах независимо от их структуры. Она может образоваться также в аустенитных швах с повышенным содержанием хрома.

Эффективным средством предотвращения образования σ-фазы является нагрев сварных соединений до температуры 1050-1100˚ С с последующим быстрым охлаждением.

Применительно к двухфазным аустенитно-ферритным швам сигматизацию можно предупредить также ограничениям в них содержания первичного феррита. Чтобы предотвратить сигматизацию читоаустенитных швов, необходимо по возможности ограничить в них содержание молибдена, ванадия, вольфрама, хрома и кремния, а также повышать концентрацию углерода и азота.

Падение пластичности швов и основного металла в результате старения происходит при длительной эксплуатации сварных соединений при повышенных температурах. Оно сопровождается выделением по границам зерен вторичных карбидов и интерметаллидов. Находят применение следующие средства борьбы с этим видом охрупчивания: снижение в металле шва содержания углерода и нагрев сварного соединения до температур выше 900˚ С, при которых происходит распад вторичных карбидов и интерметаллидов.

cyberpedia.su

Высокопрочные немагнитные азотсодержащие стали

Количество просмотров публикации Высокопрочные немагнитные азотсодержащие стали - 400

Эти стали в последнее время находят широкое применение в различных отраслях промышленности. Первоначально азот вводился в сталь как аустенитообразующий элемент с целью экономии дефицитного никеля, а затем и для создания высокопрочных конструкционных материалов с сильно выраженными эффектами твердо-растворного и карбонитридного упрочнения особенно в криогенной технике. Введение азота осуществляется путем применения при выплавке азотированных материалов (феррохрома, ферромарганца с содержанием азота до 5-6%). Находясь в твердом растворе, азот способствует значительному повышению прочности металла (за счёт искажения кристаллической решетки) без существенного снижения пластичности. Вместе с тем, азот существенно улучшает способность сопротивляться распространению трещин в процессе разрушения и увеличивает коррозионную стойкость.

Установлено, что дополнительное легирование аустенитных нержавеющих сталей азотом оказывает положительное влияние на сопротивление ползучести этих сталей вплоть до температур 1000 °С [1-4]. Это объясняется тем, что при повышенных температурах упрочнение твердого раствора за счёт внедрения азота более эффективно, чем упрочнение за счёт углерода, и кинетика формирования и выпадения включений, образованных соединениями азота͵ значительно более замедленна, чем кинетика образования и выпадения карбидов в традиционных (ʼʼобычныхʼʼ) аустенитных нержавеющих сталях типа 08Х16Н11М3 (316) и 10Х18Н9 (304). Более замедленная кинетика формирования выпадения нитридов приводит к повышенному сопротивлению ползучести и более затрудненному образованию зародышевых трещин в аустенитных азотсодержащих нержавеющих сталях. Эффект влияния различного сочетания азота (0,011, 0,1, 0,2)% вес. на скорость деформации при ползучести при содержании углерода (0,008, 0,03, 0,07)% вес. изучали в [1], рис. 3.1.

Показано, что снижение минимальной скорости ползучести при увеличении содержания азота не зависит от концентрации углерода, ᴛ.ᴇ. упрочнении твердого раствора аустенита. За счёт легирования азотом в азотсодержащих сталях происходит упрочнение вследствие подавления азотом формирования субзерен, ĸᴏᴛᴏᴩᴏᴇ в свою очередь приводит к увеличенной плотности гомогенно распределенной дислокационной структуры. В то же время в аустенитных нержавеющих сталях, не легированных азотом, формирование субзеренной структуры происходит до достижения режима минимальной скорости ползучести [1]. Испытания на ползучесть при температуре 550 °С стали 316 с содержанием азота от 0,02 до 0,12 % вес. и содержанием углерода от 0,013 до 0,49 % вес. показали, что введение азота увеличивает прочность стали без уменьшения ударной вязкости и оказывает больший упрочняющий эффект, чем увеличение содержания углерода [5]. Аналогичные результаты были показаны в [6, 7]. Получено [6], что скорость ползучести на стадии равномерной ползучести для стали 316LN (легированной азотом), ниже при одинаковом приложенном напряжении, чем у стали 316, рис. 3.2 [6]. Зависимость скорости установившейся ползучести от обратной температуры показывает, что для 316LN стали скорость эта ниже, чем для 316 стали, рис.3.3[6]. Энергия активации ползучести Q, рассчитанная в [7], составляет Q = 585 KJхmоl-1 для стали 316LN и Q = 475 KJхmоl-1 для стали 316, что объясняется повышенной плотностью гомогенной дислокационной структуры при формировании субзерен. Соответственно стадия третичной (ускоренной) ползучести наступает раньше стали 316 по сравнению со сталью 316 LN, легированной азотом, рис. 3.4 [6].

Описанный выше механизм влияния азота на процессы ползучести в аустенитных нержавеющих сталях обеспечивает также повышение длительной прочности. В [8] показано, что повышение содержания азота с 0,02 до 0,12 % вес. в Cr-Ni аустенитной стали с 2,5 % молибдена увеличивает её длительную прочность при температуре 550 °С (база испытания 104 часов), уменьшая скорость ползучести. Длительная пластичность также остается высокой, рис. 3.5, рис. 3.6. Благоприятное влияние азота на упрочнение стали 304L при испытаниях на длительную прочность в течение 1000 часов при 649, 732, 816 °С показано на рис. 3.7 [9]. При этом при испытаниях на длительную прочность наиболее эффективно упрочнение при легировании азотом до 0,12-0,14 % вес., при более высоком содержании азота его относительная эффективность снижается [10].

Азот в целом оказывает положительное влияние на сопротивление усталостному разрушению аустенитных нержавеющих сталей [11, 12, 13, 14]. Известно, что усталостные свойства этих сталей зависят от двух базовых параметров, определяемых структурой стали. В первую очередь, от более однородной пластической деформации за цикл нагружения, т.к. локализованная пластическая деформация способствует более легкому зарождению трещины [11, 12]. Во-вторых, от сопротивления распространению трещины при нагружении, включая раннюю стадию, когда трещина является зародышевой [13]. Легирование азотом усиливает оба этих параметра, приводя к удлинению начальной стадии образования трещины, образованию дополнительных плоскостей скольжения дислокаций в твердом растворе и более однородному пластическому деформированию при взаимодействии дислокаций с внедренными атомами азота͵ что также способствует уменьшению степени локализации пластической деформации в аустените [13,14].

По этой причине вследствие более высокой длительной пластичности стали 316LN, легированным азотом по сравнению со сталью 316, сталь 316LN превосходит сталь 316 по сопротивлению малоцикловой усталости, в т.ч. и в условиях ползучести, рис. 3.8[8]. Имея более высокие по сравнению со сталью 316 характеристики длительной прочности, пластичности, малоцикловой усталости в условиях ползучести, сталь 316LN была выбрана в качестве перспективного материала для корпусных конструкций французских быстрых реакторов [15]. При этом использовались результаты более чем 2000 испытаний, в т.ч. на длительную и циклическую прочность [16-18]. На рис. 3.9 и 3.10 представлены зависимости циклической и термоциклической прочности стали 316LN в интервале температур 400-550 °С [18].

Следует также отметить, что хотя высоколегированные азотом (до ~1,0 % вес. N) аустенитные нержавеющие стали являются термически нестабильными в интервале температур 600-1050 °С [19-21] и склонны к выпадению нитридов Cr2N по границам зерен, имеется большое количество данных, свидетельствующих об отсутствии деградации механических свойств сталей 316LN и 304LN (с содержанием N <0,1% вес.) при старении в температурном интервале 450-650°С и выдержках до 50000 час. и более, рис 2.12-2.13 [16].

Τᴀᴋᴎᴍ ᴏϬᴩᴀᴈᴏᴍ, по сравнению с традиционно используемыми в оборудовании АЭС аустенитными сталями, нержавеющие стали типа 316L и 304L с пониженным содержанием углерода (<0,025% вес) и умеренно легированые азотом (<0,1% вес.) имеют более высокие значения длительной прочности и пластичности, повышенные усталостные характеристики и меньшую скорость ползучести в интервале рабочих температур реакторов на быстрых нейтронах и являются наиболее перспективными конструкционными материалами нового поколения реакторов на быстрых нейтронах с увеличенным сроком службы.

Растворимость азота в стали в значительной степени зависит от ее химического состава. Повышению растворимости азота способствует хром, ванадий, ниобий, молибден и марганец. Марганец является следующим элементом после хрома, который широко используется для повышения растворимости азота. Наоборот никель, углерод и кремний снижают растворимость азота. Учитывая зависимость отмарки стали содержание азота может находится от 0.25 до 0.75% (15Х17АГ14 – 0.3-0.4%N2; 05Х22Н5АГ9 – 0,45%N2: Х25Н16Г6АР – 0.1 - 0.18%N2). Это чистоаустенитные стали и для их сварки крайне важно использовать аустенитные сварочные материалы. При содержании азота более 0.6% стали практически не свариваются. Аустенитный металл шва имеет повышенную склонность к образованию горячих трещин. Чтобы избежать этого, крайне важно вводить в аустенитную структуру небольшое количество феррита.

РЭДС электродами ЭА-981/15 с содержанием никеля 25%.

АДС под флюсом 48ОФ-6М с использованием аустенитной проволоки ЭП-868 (20% никеля) и аустенитно-ферритная проволока ЭК-51 (8% никеля).

ГЭС вольфрамовым электродом в инертном газе (аргоне) с присадкой аустенитно-ферритной проволокой ЭП-647 (11% никеля).

При использовании этих методов сварки азотсодержащих маломагнитных сталей обеспечивается:

- высокий уровень свойств с пределом текучести не менее 690 МПа,

- требуемые значения магнитной проницаемости металла шва и коррозионной стойкости сварных соединений,

- хорошее формирование шва и отделимость шлаковой корки,

- отсутствие пор и горячих трещин в металле шва при различном проплавлении основного металла.

referatwork.ru

Аустенитно-ферритная сталь - Большая Энциклопедия Нефти и Газа, статья, страница 3

Аустенитно-ферритная сталь

Cтраница 3

В России аустенитно-ферритные стали применяют в основном в качестве заменителей хромоникелевых аустенитных сталей. В связи с этим для сварки сталей-заменителей используют аустенитные присадочные материалы. Зарубежные марки дуплексных сталей сваривают, как правило, с применением сварочных материалов с химическим составом, близким к основному металлу. [31]

Исследование слитка аустенитно-ферритной стали, полученного ЭШП, показало, что феррит в нем по всему сечению распределен практически равномерно. Такой характер распределения второй фазы в электрошлаковом слитке придает ему способность лучше переносить горячую механическую обработку. Повышение технологичности двухфазных аустенитных сталей имеет большое значение и для сварочной техники, позволяя сварщикам рассчитывать на более широкое применение сталей этого типа, отличающихся хорошей свариваемостью. [32]

При нагреве аустенитно-ферритных сталей до 760 - 800 С выравнивается концентрация Сг в твердом растворе и улучшается коррозионная стойкость. [34]

Ферритная составляющая в аустенитно-ферритной стали должна быть в пределах 3 - 5 % феррита. Для предупреждения межкристаллитной коррозии, кроме того, необходимо применять сварку на низких режимах ( на уменьшенных токах, малой погонной энергии и электродами диаметром не более 4 - 5 мм), особенно для многослойных швов. [35]

Одним из дефектов аустенитно-мартенситных и аустенитно-ферритных сталей является склонность их при сварке к перегреву и охрупчиванию зоны влияния. Это вызывается ростом зерна в связи с перегревом ферритпой фазы, образующейся вблизи зоны сплавления. Охрупчиванию способствует также превращение обогащенного углеродом аустенита ( при высокой температуре аустенит переобогащается углеродом) в мартенсит с охлаждением шва. Снижение аустенитной фазы ниже 20 % повышает склонность их к межкристаллитной коррозии. Для предупреждения этого дефекта стремятся снизить содержание углерода в швах. Иногда назначают полную термообработку для восстановления коррозионных свойств. [36]

В двухфазных нестабилизированных аустенитно-ферритных сталях типа 20 Cr-5 Ni появление склонности к коррозии зависит от соотношения фаз. Если преобладает ферритная фаза и создаются замкнутые цепочки а-зерен, то коррозия протекает со скоростями, характерными для феррита, а если преобладают аустенитные зерна, то со скоростями, характерными для аустенита. В связи с этим в двухфазных нестабилизированных сталях феррит способствует появлению склонности к коррозии после высокотемпературной обработки и уменьшает склонность к коррозии при температурах сенсибилизации, а аусте-нит действует противоположным образом. [37]

Тепловая хрупкость ряда аустенитных и особенно аустенитно-ферритных сталей проявляется как после температурных выдержек при 600 - 800 С ( в связи с образованием новых структурных фаз), так иногда и после выдержек при температурах около 500 С и замедленном охлаждении с этих температур. Особенностью теплового воздействия температур 600 - 800 С на аустенитные стали является то, что кроме снижения ударной вязкости при этом наблюдается также снижение относительных удлинения и сужения при испытаниях на растяжение и повышение прочностных свойств. [38]

При сварке ( с разделкой кромок) аустенитно-ферритной стали типа 18 - 8 электродной проволокой марки Св - 13Х25Н18 шов имеет чистоаустенитную структуру. [40]

Таким образом, воздействие кислорода на первичную структуру аустенитно-ферритных сталей связано, в первую очередь, с окислением ферритообразующих элементов и присутствием в металле швов определенного количества неметаллических оксидных включений. [42]

Механизм межкристаллитной коррозии и термические способы восстановления свойств аустенитно-ферритных сталей и аустенитных анологичны. [43]

К числу основных проблем, возникающих при сварке аустенитно-ферритных сталей, относятся пониженные пластичность, ударная вязкость и склонность к коррозии сварных соединений. [44]

В ряде работ было показано, что в аустенитно-ферритных сталях, находящихся в щелочных средах, преимущественному коррозионному разрушению подвергается ферритная структура. Отмеченное подтверждается результатами работы [9], в которой показано влияние погонной энергии на коррозионную стойкость сварных соединений стали типа 10X21Н5Т, выполненных дуговой сваркой под флюсом. С увеличением погонной энергии от 320 до 3700 кДж / м скорость коррозии сварных соединений при аустенитном варианте в 40 % - ном водном растворе едкого натра возрастает в 6 раз. Это объясняется, с одной стороны, увеличением содержания ферритной фазы в металле околошовного участка ЗТВ, склонной к растворению в коррозион-но-активной среде, а с другой - возрастанием тока коррозии в макросистеме аустенитный шов - аустенитно-ферритный основной металл из-за наличия разности потенциалов между ними. [45]

Страницы: 1 2 3 4 5

www.ngpedia.ru

Микроструктура стали | Металловедение

Химический состав стали и режимы ее кристаллизации и дальнейшей обработки (термообработки, обработки давлением) определяют ее структуру, а структура стали определяет ее свойства, а знание свойств необходимо при проектировании изделий из стали. Поэтому контролю или изучению микроструктуры металлов уделяется много внимания.

Идею для данной статьи мне подал Олег Олегович, читатель из г. Владимира, за что ему огромное спасибо!

Полиморфизм железа

Прежде чем говорить про структуры сталей, хочу напомнить, что из статьи про полиморфизм железа мы знаем, что в твердом состоянии у железа существуют две модификации с разной кристаллической решеткой: модификация с объёмоцентрированной кубической (ОЦК) решеткой (1392—1539 °C и <911°С) и с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой (911—1392 °С)

Высокотемпературную модификацию железа с ОЦК решеткой (1392—1539 °C) также называют δ-железо, чтобы отличать его от низкотемпературной модификации (<911°С). Дальше так и будет — слвосочетание «альфа-железо» будет относиться к низкотемпературной модификации (<911°С).

Вспомнить про модификации железа нужно было, потому что слова «альфа» и «гамма» будут нам встречаться ниже в определениях, а определения я списывал из учебников, ничего не меняя. Из песни, как говорится, слов не выкинешь.

Различная растворимость углерода в ОЦК и ГЦК-железе

Еще одно явление, которое стоит понять — углерод в различных модификациях железа растворяется по-разному: в одной больше, в другой – меньше: растворимость углерода в альфа-железе менее 0,02%, а в гамма железе –до 2% [1, стр. 145].

Если осмотреть на решетки ОЦК и ГЦК с точки зрения геометрии, то сразу станет понятно, почему углерод в низкотемпературной модификации ОЦК-железа растворяется хуже, чем в ГЦК-железе:

1. Параметр решетки (проще говоря, грань куба) в γ-железе составляет около 3,6-3,7 Å (0,36-0,37 нм), а в α-железе – около 2,9 Å (0,29 нм). Получается, объем куба в случае γ-железа больше.

Зависимость параметра решетки железа от температуры [2]

2. Диаметр атома углерода 0,154 нм [1, стр. 146]. В α-решетке есть 12 свободных мест в середине ребер куба, размер этих «пор» составляет 0,062 нм [1, стр. 146]. Явно, просто так углерод сюда не влезет. В центре решетки γ-железа есть «пора» диаметром 0,102 нм, [1, стр. 146]. Если соседи (атомы железа) чуть подвинутся, для углерода будет место. В тесноте да не в обиде.

Когда мы медленно охлаждаем сталь, углеродистую например, с 1000°С до 800°С, структура перестраивается с ГЦК в ОЦК, а следовательно, углероду становится тесновато. Тогда часть атотмов углерода, которые уже не помещаются, прихватывают с собой по три атома железа и уходят из решетки, образуя самостоятельное соединение – цементит Fe3C. Это как в переполненном автобусе: если неудачно стоите, вас выносят с собой на ближайшей остановке.

А теперь к теме статьи – к структурам.

Структуры сталей

В сталях можем видеть следующие структуры:

Ниже привожу таблицу с определениями и типичными изображениями микроструктур.

Название	Определение, описание	Пример
Аустенит	Это твердый раствор углерода и других элементов в γ-железе [1, стр. 146]. Более сложное определение из [3, стр. 74]: «термин аустенит применяют для определения первичного твердого раствора, который образует гранецентрированное кубическое γ-железо с большинством металлов и некоторыми неметаллическими элементами».	[3, стр. 136] Ширина кадра ~800 мкм. Оптический микроскоп.
Феррит	Твердый раствор углерода и других элементов в α-железе [1, стр. 146]. Вот посложнее [3, стр. 76] : «Ферритом называют объемоцентрированную кубическую модификацию железа (α-железо), которая устойчива при низких температурах и исчезает приблизительно при 910°С. Термин «феррит» применяется также для описания твердых растворов, образованных многими металлами и металлоидами, в частности, углеродом, с α -железом.»	[3, стр. 141] Ширина кадра ~800 мкм. Оптический микроскоп.
Цементит	Цементит – «химическое соединение углерода с железом» (карбид железа) с формулой Fe3C [1, стр. 147-148].	см. в ниже в структуре перлита
Перлит	«Эвтектоидная смесь феррита и цементита» [1, стр. 151]. «Две фазы — феррит и цементит, образуются в виде чередующихся пластинок, которые растут одновременно от границ по направлению к центру аустенитных зёрен» [3, стр. 77].	[3, стр. 203] Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп.
Сорбит	Перлит тонкого строения [1, стр. 220], т.е. пластинки феррита и цементита тоньше, чем у обычного перлита. Появляется при более высоких степенях переохлаждения, чем при образовании обычного перлита.	[3, стр. 158]. Ширина кадра ~16 мкм. Электронный микроскоп.
Троостит	Также феррито-цементитная смесь пластинчатого строения, но еще более тонкого строения по сравнению с сорбитом. Появляется при еще более высоких степенях переохлаждения.	[3, стр. 160]. Ширина кадра ~16 мкм. Электронный микроскоп.
Зернистый перлит	Феррито-цементиная смесь. Цементит находится в феррите в форме зернышек.	[3, стр. 159] Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп.
Мартенсит	Продукт фазового превращения, происходящего по сдвиговому, бездиффузионному механизму [1, стр. 229].	[3, стр. 182] Ширина кадра ~80 мкм. Оптический микроскоп.
Бейнит	Продукт промежуточного превращения. Имеет как признаки превращения по сдвиговому механизму, так и по диффузионному.	Зернистый бейнит [3, стр. 167] Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп.

Феррит

Полигональный феррит

[3, стр. 141] Ширина кадра ~800 мкм. Оптический микроскоп.

Видманштедтов феррит (белый) [3, стр. 151]. Ширина кадра ~800 мкм. Оптический микроскоп.

Образование феррита начинается по границам зерен переохлажденнного аустенита [3, стр. 6 ]. Как мы уже знаем из статьи про полиморфизм железа, перестройка решетки является энергетически выгодным процессом: свободная энергия феррита меньше свободной энергии аустенита:

Рис. Изменение свободной энергии модификаций железа [1, стр. 146]

Видманштедтов феррит появляется при достаточно быстром охлаждении от температуры выше А3 (см. диаграмму Fe-C), но не таком быстром, чтобы прошло бейнитное или мартенситное превращение. Что-то между. В плоскости шлифа феррит выглядит как иглы (см рис. выше).

Перлит

Образуется при медленном охлаждении сталей с содержанием углерода более 0,02% [3]. Перлит похож на слоистую смесь: чередующиеся пластины феррита и цементита (как фанера). Именно в цементит и уходит углерод при превращении железа из α в γ.

[3, стр. 156] Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп.

По границам бывших зерен аустенита виден феррит (белый) остальное - перлит (темный).

[3, стр. 156] Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп.

Пластинчатый перлит. Однородный по химическому составу аустенит всегда превращается в перлит пластинчатого строения [1, стр. 221]. Например, при термической обработке, когда мы нагреваем сталь от комнатной температуры до относительно высоких температур (выше Ас3), получаем гомогенный (однородный по хим. составу) аустенит, поскольку интенсивно протекают процессы диффузии: атомы растворенных химических элементов идут из мест, где их больше, в места, где их меньше. При медленном охлаждении такого аустенита получим пластинчатый перлит.

Троостит. Появляется при скоростях охлаждения чуть меньше υк(критическая скорость охлаждения по достижении которой начинается мартенситное превращение). Пластинки различимы только в электронном микроскопе, который большие увеличения по сравнению с оптическим микроскопом.

Зернистый перлит. Неоднородный по химическому составу аустенит (где-то больше одного хим. элемента, где-то — другого) превращается в зернистый перлит. Например, при нагреве заэвтектоидной стали (углерода больше 0,8) ниже Ас3 (см. диаграмму железо-углерод) всегда при последующем охлаждении получим зернистый перлит [1, стр. 221].

[3, стр. 159] Ширина кадра ~45 мкм. Оптический микроскоп.

Все эти структуры: перлит, сорбит, троостит, зернистый перлит, — имеют одну и ту же природу. Это смеси феррита и цементита. Отличаются они лишь формой и размерами частиц цементита — пластинок или зерен.

Мартенсит

[3, стр. 184] Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп.

[3, стр. 183] Ширина кадра ~160 мкм. Хорошо видны рейки мартенсита. Крупные белые участки — остаточный аустенит. Оптический микроскоп.

Мы рассмотрели, как протекает медленное превращение. Существует критическая скорость охлаждения стали, при которой (или больше нее) происходит интересная вещь: железо все равно перестраивает свою структуру, но уже не по диффузионному, а по сдвиговому механизму. Сталь резко охладили, и по законам природы вроде бы нужно при меньших температурах иметь другую кристаллическую решетку. Вот она и перестраивается, только резко, и атомы меняют свое положение целыми группами.

Представим ряды солдат (атомы Fe), среди которых стоят гражданские (атомы С).

Солдатам отдан приказ перестроиться в определенную фигуру – и они перестраиваются, а гражданские, ничего не понимая, стоят на месте. Таким образом, структура изменилась, а углерод из нее никуда не делся. В металле не произошло оттока углерода из кристаллической решетки по диффузионному механизму с образованием цементита. То есть теперь мы имеем пресыщенный твердый раствор углерода уже в α-железе, который образовался по бездиффузионному сдвиговому механизму. Это и есть мартенсит. Концентрация углерода в мартенсите такая же, как и в исходном аустените.

Получается вот что: углерод остался сидеть в решетке, а превращение прошло, и решетка перестроилась. Что тогда с решеткой-то творится, если в ней места для углерода нет?

А вот что: наш куб (ОЦК) вытягивается и получается параллелепипед. Объем стал больше, и теперь есть где сесть углероду. Кристаллическая решетка уже не ОЦК, а объемоцентрированная тетрагональная (ОЦТ) [1, стр. 230].

Мартенсит, согласно [Стр. 232], классифицируют на два основных типа – пластинчатый и реечный.

Бейнит

Зернистый бейнит

[3, стр. 167] Ширина кадра ~800 мкм. Оптический микроскоп.

Нижний бейнит

[3, стр. 173] Ширина кадра ~800 мкм. Оптический микроскоп.

Структура, которая образуется по промежуточному механизму (есть следы как сдвигового превращения, так и диффузионного). Рассмотрим ту же аналогию с солдатами и гражданскими лицами. Среди гражданских (атомов C) нашлись те, кто почуял неладное и выбежал из строя (вышли из решетки по диффузионному механизму), а часть – не успели (остались в твердом растворе), солдаты же в это время перестроились по заготовленному сценарию.Чаще всего бейнит представляет собой смесь феррита в виде реек и цементита или остатков непревращённого аустенита (остаточного аустенита), которые окантовывают эти ферритные рейки.

Аустенит

[3, стр. 136] Хорошо видны термические двойники внутри зерна аустенита, которое даже в кадр не поместилось. Ширина кадра ~160 мкм. Оптический микроскоп

[3, стр. 183] Ширина кадра ~160 мкм.

Крупные белые участки — остаточный аустенит. Оптический микроскоп.

Остаточный аустенит. Аустенит может оставаться в структуре после закалки, потому что не успел превратиться в мартенсит или бейнит:"бейнит и мартенсит часто содержат некоторое количество непревращенного аустенита" [3, стр. 75]. Такой аустенит называется остаточным аустенитом. В простых углеродистых сталях это количество обычно мало, но вот в легированных его уже может быть значительное количество, поскольку многие легирующие элементы, такие как марганец и элементы VIII группы таблицы Менделеева , [3, стр 74], увеличивают устойчивость аустенита.

Аустенит в виде зерен можно увидеть только у сталей с повышенной устойчивостью аустенита (т.е. в которой помимо железа имеется еще высокое содержание легирующих элементов типа хрома и никеля): в этих сталях при быстром охлаждении превращения аустенита в феррит не происходит. У обычных углеродистых или малолегированных сталей при охлаждении мы будем получать феррит, перлит, бейнит или мартенсит в зависимости от скорости охлаждения.

Например, в стали с 18% Сr и 8%Ni быстрым охлаждениемот температур порядка 1100°С можно стабилизировать аустенит, который будет существовать и при комнатных температурах. Данное состояние при комнатных температурах не очень-то естественно для металла: мы ведь охладили его быстро, не дав никакого шанса атомам, сидящих в решетке (находящихся в твердом растворе) покинуть аустенит, поэтому металл находится в напряжении. Происходит деформация металла вследствие напряжений сжатия: в решетке зерен сидит углерод, который искажает решетку, а сами зерна давят друг на друга, т.е. каждое зерно подвергается сжатию. Эта деформация сжатия вызывает появление большого количества двойников [3, стр. 112]. Что такое двойники, мы уже знаем из статьи про сложности при определении размера зерна.

Все. Ура! Наконец-то закончил! Надеюсь, статья будет полезной. Если есть замечания, пишите.

С уважением,

Максим Терентьев

Подписаться на обновления блога.Ссылки:

1. Гуляев А.П. — Металловедение, М. «Металлургия», 1986, 282 с.

2.Kohlhaas R., Dünner P., Schmitz-Pranghe N. – Z. angew. Phys... 1967. 23. №3. 245-249

3. Металлография железа. Том 1. «Основы металлографии». Перев. с англ. М: «Металлургия», 1972, 240 с.

Металлография железа. Том 1. «Основы металлографии». Перев. с англ. М: «Металлургия», 1972, 240 с.

Если вы нашли ошибку, пожалуйста, выделите фрагмент текста и нажмите Ctrl+Enter.

Вам также могут быть интересны эти статьи

coded by nessus

metallovedeniye.ru

Аустенитная хромоникелевая сталь - Большая Энциклопедия Нефти и Газа, статья, страница 2

Аустенитная хромоникелевая сталь

Cтраница 2

Аустенитные хромоникелевые стали приобретают оптимальную коррозионную стойкость после закалки на аустенит. Отпуск при 450 - 800 вызывает в хромонике-левых аустенитных сталях в ряде случаев склонность к межкристаллитной коррозии ( фиг. [16]

Аустенитные хромоникелевые стали хуже шлифуются и полируются, чем хромистые стали. Многие детали, применяемые в машиностроении, подлежат отделке. Поэтому с двухфазных сталей типа ОХ22Н5Т окалину целесообразно удалять механическими способами, так как при химических в результате вытравливания феррит-ной фазы поверхность металла становится шероховатой и ее дополнительно требуется шлифовать и полировать. [17]

Аустенитные хромоникелевые стали хуже шлифуются и полируются, чем хромистые стали. Многие детали, применяемые в машиностроении, подлежат отделке. Поэтому с двухфазных сталей типа 08Х22Н6Т окалину целесообразно удалять механическими способами, так как при химических в результате вытравливания ферритной фазы поверхность металла становится шероховатой и ее дополнительно требуется шлифовать и полировать. [18]

Аустенитная хромоникелевая сталь также чувствительна к сильному росту зерна в зонах термического влияния, но в несколько меньшей степени, чем ферритная. Особенно сильный рост зерна наблюдается при сварке хо-лоднодеформированной хромоникелевой сжали вследствие рекристаллизации. [19]

Аустенитная хромоникелевая сталь характеризуется особой склонностью к наклепу. Деформация в холодном состоянии - в частности холодная прокатка листовой стали - сильно изменяет механические и физические свойства стали ( фиг. [20]

Аустенитные хромоникелевые стали подвержены межкристаллитной коррозии, поэтому желательно применение стабилизированных сталей, содержащих какой-либо элемент ( ниобий, титан), предупреждающий межкристаллитную коррозию. Можно применять и нестабилизированные стали, но при этом содержание углерода в стали должно быть не более 0 03 % для листов толщиной более 30 мм и 0 05 % - для листов толщиной более 20 мм. Полный отжиг изделия в этом случае можно не производить ( особенно для крупногабаритных конструкций), достаточно лишь осуществить высокий отпуск. [21]

Аустенитные хромоникелевые стали обладают очень хорошей ударной вязкостью, сохраняя ее до весьма низких температур. Поэтому при их применении не требуется проверка ударной вязкости или склонности к хрупкому разрушению. [22]

Аустенитные хромоникелевые стали хорошо свариваются всеми видами сварки; допускают большую пластическую деформацию в горячем и холодном состоянии - хорошо вальцуются в обечайки, штампуются в днища, допускают вытяжку горловин патрубков. [23]

Аустенитные хромоникелевые стали с различным содержанием С имеют более высокие пластичность и способность к глубокой вытяжке при холодной деформации и штамповке, чем хромистые полуферритные и ферритные стали. С увеличением количества С в сталях типа 18 - 8 возрастают их пределы текучести и прочности. [24]

Аустенитные хромоникелевые стали после закалки теряют магнитные свойства. Однако по мере увеличения нагрузки при их холодной пластической деформации магнитная проницаемость и намагниченность насыщения возрастают. Интенсивность роста этих характеристик зависит от химического состава стали. [26]

Аустенитные хромоникелевые стали находят очень широкое применение в различных отраслях промышленности, что обусловлено их высокой технологичностью, удовлетворительной свариваемостью и высокой коррозионной стойкостью во многих агрессивных средах. На металлургических предприятиях стали этого класса выпускаются в виде тонкого и толстого листа, сортовых профилей, поковок, проволок, литья, труб и т.п. При этом изготовление перечисленных форм не вызывает каких-либо технологических затруднений. [27]

Аустенитные хромоникелевые стали находят широкое применение в сварных узлах энергетических, химических, атомных и других установок для эксплуатации в интервале температур от комнатной до 800 - 900 С. В элементах, подверженных воздействию лишь высоких температур без заметных напряжений, рабочие температуры применения аусте-нитных сталей повышаются до 800 - 900 С. Наконец, в узлах атомных и химических установок при температурах рабочих процессов до 500 С назначение аустенитных сталей определяется их высокой коррозионной стойкостью. [28]

Аустенитные хромоникелевые стали немагнитны, если они обладают однофазной чистоаустенитной структурой. По мере увеличения в аустенитной стали количества феррита или мартенсита она становится все более и более магнитной. Аустенитные стали в результате холодной пластической деформации очень сильно наклепываются. Наклеп вызывает превращения - у - а и, возможно, А - - / И, сопровождающиеся резким упрочнением стали, повышением ее твердости и снижением пластичности. Вследствие появления ос-фазы или мартенсита наклепанная аустенитная сталь становится магнитной. Так, например, аусте-нитная холодно-тянутая сварочная проволока малого диаметра ( 2 мм), полученная путем многократного холодного волочения катанки сравнительно большого диаметра ( 6 - 8 мм), становится настолько магнитной, что она довольно легко притягивается магнитом. [30]

Страницы: 1 2 3 4