Высоколегированные хромоникелевые стали и их свариваемость

     В связи с таким отрицательным  влиянием карбидных выделений и неравномерного распределения по зерну атомов примесей наилучшей термообработкой рассматриваемых хладостойких сталей может быть закалка на гомогенный аустенит. Если имеется в виду повышение прочности за счет создания дисперсной карбидной фазы, применяют строго регламентированное старение — отпуск. Эта обработка и легирование стали не должны вызвать неблагоприятной сегрегации по границам зерен примесей, а также не должны стимулировать активное карбидообразование. Нагрев ЗТВ при сварке способен вызвать понижение хладостойкости.

     Превращение аустенита в мартенсит может  иметь место при пластической деформации, особенно если эта деформация происходит при пониженных температурах. Такой распад аустенита под влиянием деформации при низкой температуре может иметь место там, где одно охлаждение не вызвало бы γ→α-превращения. Поэтому хладостойкие стали должны иметь запас аустенитности при минимальной температуре эксплуатации с учетом дополнительного влияния деформации.

     Характерным примером влияния деформации на мартенситное превращение аустенита и снижение хладостойкости могут быть аустенитные марганцовистые стали типа 110Г13Л. К. В. Попов и В. Г. Савицкий показали, что хладостойкость марганцовистого аустенита меньшая, чем хладостойкость хромоникелевого аустенита, связана с его высокой склонностью к мартенситному превращению при деформации, сопровождающей разрушение. Например, применение стали 110Г13Л взамен обычных низколегированных повышает износостойкость труб для транспортирования угольной пульпы в 3—5 раз.

     Для хладостойкости аустенитных хромоникелевых сталей важное значение имеет зернистость. Стали с мелким зерном более хладостойки, чем с крупным. По-видимому, значение имеет как увеличение протяженности границ зерен, так и рассредоточение атомов примесей.

     Таким образом, жаропрочность аустенитных сталей может основываться на трех принципах: 1) использование только повышенной жаропрочности высоколегированного аустенита; 2) дополнительного карбидного упрочнения аустенитной основы; 3) с интерметаллидным или карбидоинтерметаллидным упрочнением аустенитной основы. Стали первого типа — низкоуглеродистые высоколегированные хромом и никелем стали второго типа имеют повышенное содержание углерода, стали третьего типа легированы специальными карбидо- и интерметаллидообразующими элементами (молибденом, вольфрамом, ниобием, титаном и др.).

     Высокие жаропрочные свойства аустенитных  сталей достигаются специальной термообработкой. Для сталей первого типа — это закалка на аустенит, для сталей второго и третьего типов — закалка и старение (отпуск). Закалка должна обеспечить однородность распределения углерода и легирующих элементов в матрице, а старение — выделение в матрице дисперсных карбидов или интерметаллидов. Сохранение этого состояния упрочняющей фазы при последующих (после старения) технологических операциях изготовления изделия, в том числе и при сварке, является условием сохранения жаропрочности. Разумеется, и эксплуатационный нагрев не должен привести к изменению состояния упрочняющей фазы. Поэтому старение после закалки обычно осуществляют при температуре, близкой к температуре эксплуатации изделия. 

2.2) Кислотостойкие стали

     Высокое содержание хрома и никеля в аустенитных  сталях делает их стойкими к химической и электрохимической коррозии. Сопротивление коррозии сталей зависит от их фазовой, структурной и химической однородности, поскольку все эти факторы определяют прежде всего электрохимическую однородность и наличие повсеместно необходимой концентрации легирующих элементов для обеспечения определенного электрохимического потенциала. В связи с этим наличие в сталях карбидов хрома или других легирующих элементов неблагоприятно сказывается на их коррозионной стойкости. Это определяет использование закалки сталей на гомогенный аустенит как оптимальной термообработки для повышения коррозионной стойкости.

     Все коррозионно-стойкие аустенитные  хромоникелевые стали являются одновременно и жаропрочными и иногда применяются  для изготовления изделий, работающих в химически активных средах при  повышенных температурах. Нагрев таких сталей способствует стабилизации их фазового состояния, а при наличии углерода и хрома — выделению из твердого раствора карбидов хрома (стали 08Х18Н10, 10Х23Н12 и др.). Выделение этих карбидов происходит в энергетически наиболее благоприятных участках— по границам зерен. Образование карбидов по границам зерен приводит к тому, что на границах вследствие появления второй фазы увеличивается склонность к электрохимической коррозии. Кроме того, на образование карбида с приграничных участков зерна хром уходит, приграничная область обедняется, ее коррозионная стойкость снижается. Процесс карбидообразования на границах зерен повышает в этих зернах уровень микронапряжений.

     И, наконец, карбидные выделения на границах приводят к повышению их хрупкости. Процессы образования карбидных выделений по границам зерен могут происходить при длительной эксплуатации при повышенных температурах. В тех случаях, когда сталь работает только как жаропрочный материал вне коррозионно-активной среды, со временем снижаются ее пластичность и ударная вязкость. При наличии химически активной среды в стали развивается склонность к межкристаллитному коррозионному разрушению — межкристаллитная коррозия.

     Предрасположенность к МКК аустенитных сталей развивается  при нагреве в интервале 500—700°С. При длительном нагреве до более высокой температуры (выше 800°С) на склонность к МКК начинает влиять другой процесс — диффузионное перемещение атомов хрома из глубинных участков к обедненным хромом приграничным областям. Обогащение приграничных участков повышает стойкость стали к МКК. Поэтому двух-трехчасовой нагрев стали при температуре 850—900°С, при котором одновременно происходят два процесса — выделение карбидов по границам зерен и восстановление концентрации хрома в приграничных зонах, используют как термообработку, создающую устойчивость аустенитной стали к МКК. При этом, однако, происходит некоторое снижение ударной вязкости металла.

     Разработан  ряд способов повышения стойкости  стали к МКК, например ограничение  содержания в стали углерода и сведение тем самым к минимуму процесса карбидообразования. Это привело к созданию промышленных сталей с очень низким содержанием углерода (сталь 04XI8H10, 03Х17Н13М2 и др.). Однако столь низкоуглеродистые стали очень дороги. Другой способ повышения стойкости аустенитных сталей к МКК — введение в них стабилизаторов — элементов, дающих стойкие карбиды титана и ниобия (сталь 12Х18Н10Т, 08Х18Н12Б и др.).

     Количество  этих элементов должно соответствовать  содержанию в стали углерода с тем, чтобы они связали в стойкие карбиды весь имеющийся углерод. В этом случае практически исключается образование карбидов хрома по границам зерен и обеднение хромом пограничных участков, так как весь углерод оказывается связанным элементами, имеющими с ним значительно большее по сравнению с хромом химическое сродство. Карбиды титана и ниобия выделяются из стали, как правило, при охлаждении в области высоких температур и располагаются обычно не по границам зерен, а в самом зерне. Это служит залогом того, что карбидообразование не скажется  на склонности к МКК.

     В некоторые хромоникелевые аустенитные  стали в целях повышения стойкости к коррозии в ряде активных сред вводят молибден, а иногда и медь (стали 10Х17Н13М2Т, 06Х23Н28МДТ и др.). 

3) Хромоникелевые аустенитно-мартенситные и мартенситно-ферритные стали

     Высоколегированные  хромоникелевые коррозионно-стойкие  стали послужили основой для  создания высокопрочных сталей, обладающих одновременно и высокой ударной  вязкостью. По принципу упрочнения эти  стали можно подразделить на две  группы — мартенситно-стареющие и аустенитно-мартенситные (промежуточные). Стали первой группы условно подразделяют на две подгруппы — низкоуглеродистые и безуглеродистые.

     Низкоуглеродистые мартенситно-стареющие стали по своему химическому составу относятся к сталям мартенситного класса. При закалке таких сталей с температуры аустенитизации ~ 1000°С их структура должна состоять из мартенсита и небольшого количества остаточного аустенита (~ 10 %), поскольку температура начала и конца мартенситного превращения выше 20 °С ( у стали 08Х15Н5Д2Т М_н = 130 °С, М_к=30 °С). Наличие в стали небольшого количества остаточного аустенита способствует повышению ударной вязкости стали, а мартенситная основа — повышению прочности. Если количество аустенита после закалки оказывается слишком большим и отрицательно сказывается на прочности, оно может быть снижено путем охлаждения закаленной стали — обработкой холодом (при температуре до —70 °С).

     Дополнительное  повышение прочности закаленной стали достигается при старении — отпуске на температуру ~450 °С, когда достигается максимальная прочность. Упрочнение при старении происходит в результате выделения интерметаллидных фаз (NiTi, NiAl, Ni₃Ti, Ni₃Al и др.), т. е. главным образом соединений, содержащих титан и алюминий. Значение легирования титаном состоит и в том, что титан, связывая углерод в карбиды, уменьшает его содержание в мартенсите (в виде перенасыщенного раствора) и тем самым способствует повышению ударной вязкости стали. Повышению вязкости этих сталей после старения способствует наличие значительного количества никеля, увеличивающего способность дислокаций к перемещению.

     Безуглеродистые хромоникелевые мартенситно-стареющие  стали содержат до 0,03 % С. Это определяет, с одной стороны, возможность  сохранения мартенситом вязкости, а с другой — эффективность развития процесса старения, связанного с наличием в стали титана. В стали также должно быть определенное количество молибдена для предотвращения чрезмерного охрупчивания при старении. После закалки стали становятся почти полностью мартенситными (количество остаточного аустенита ~ 3 %) в связи с низким содержанием в них углерода. Эти стали наряду с высокой прочностью имеют хорошие кислотостойкость, хладостойкость и высокий предел упругости.

     Стали переходного класса — аустенитно-мартенситные приобретают такое состояние после охлаждения из аустенитной области в связи с тем, что определяемая составом температура начала их мартенситного превращения находится вблизи нормальной (20—60 °С). Достаточно быстрое охлаждение может зафиксировать почти полностью аустенитное состояние стали, но аустенит должен быть нестабильным и распадаться при пластической деформации с образованием мартенсита. Такой же распад нестабильного аустенита достигается обработкой холодом при -50 ÷ -70 °С.  Отпуск   стали,   обработанной   на   мартенситно-аустенитную структуру, как и сталей рассмотренных типов, приводит к остариванию мартенсита и повышению прочности стали. Содержание углерода в этих сталях может быть более высоким, чем в мартенситно-стареющих, так как наличие значительного количества аустенита обеспечивает получение достаточной ударной вязкости.

     Коррозионно-стойкие  высокопрочные стали вполне технологичны. Их следует обрабатывать в состоянии до старения. После нагрева до аустенитного состояния и неполного охлаждения (выше 200 °С), когда стали остаются аустенитными, они хорошо деформируются. 

4) Хромоникелевые аустенитно-ферритные  стали

     Для конструкций, эксплуатируемых в  окислительных и окислительно-восстановительных средах, эффективно применение двухфазных аустенитно-ферритных сталей типа 22Сг—6Ni взамен аустенитных хромоникелевых типа 18Сг—9Ni. В аустенитно-ферритных сталях по сравнению с аустенитными сочетаются более высокая прочность и повышенное сопротивление общей, точечной, межкристаллитной коррозии под напряжением.

     Повышенная  сопротивляемость коррозии в морской  воде и условиях воздействия сероводорода послужила основанием для применения двухфазных аустенитно-ферритных сталей при изготовлении конструкций морских платформ для добычи нефти и газа, труб магистральных нефтегазопроводов и технологических трубопроводов. Минимальные значения σ_т и σ_в двухфазных сталей, легированных азотом, соответствуют 450 и 680 МПа, что выше, чем для аустенитных хромоникелевых сталей. Поэтому применение аустенитно-ферритных сталей взамен аустенитных хромоникелевых при сохранении соответствующей коррозионной стойкости позволяет снизить металлоемкость конструкции и обеспечить экономию дефицитного никеля до 60 кг на одну тонну проката.

     Рис.3. Диаграмма состояния сплава Fe-Cr-Ni при постоянном содержании Fe=75% 

     На  диаграмме состояния сплава системы  Fe—Сг—Ni, приведенной на рис.3, показаны области существования различных фаз. Двухфазная γ+δ-структура сохраняется при температуре ниже 1100 °С при содержании Ni от 4 до 10 %.

  Рис.4. Диаграмма изотермического превращения в стали типа 23Cr-5Ni-2Mn 

     После длительной выдержки при повышенных температурах внутри ферритных зерен  выделяется мелкодисперсная фаза Cr₂N, прилегающие к ней участки феррита обедняются хромом и в них создаются условия для образования γ-фазы (рис.4). Для предотвращения образования α-фазы необходимо ускоренное охлаждение металла.

     Фазовое состояние рассматриваемых сталей зависит не только от количества и  соотношения в их составе легирующих компонентов, но и от условий нагрева и охлаждения при сварке и термической обработке.