Тепловое воздействие на металл и связанное с этим изменение его структуры и свойств может быть при сварке и го­рячей обработке, а также в процессе эксплуатации изделий при высоких температурах. Кроме описанного выше охрупчивания металла с нестабильным аустенитом вследствие образования в нем мартенсита, а также роста зерна или наличия чрезмерно высокого количества ферритной фазы при перегреве двухфазных сталей или при повышенном содержании ферритизирующих эле­ментов, снижение пластичности и вязкости высоколегированных сталей может также произойти при более или менее длительном нагреве в интервале температур 350—530° С (рис. 27) вследствие появления так называемой 475-градусной хрупкости, а в интер­вале 550—900° С вследствие выделения избыточных фаз (карби­дов или карбонитридов) или образования интерметаллидных хрупких составляющих — о-фазы и др. Опыт показывает, что охрупчивание металла, связанное с выделением карбидов или карбонитридов, происходит при сравнительно кратковременной выдержке в интервале критических температур (от минут до де­сятков часов), а связанное с образованием о-фазы — при дли­тельной выдержке (от часов до сотен часов).

475-градусная хрупкость появляется у сталей, содержащих хрома более 15% и имеющих в структуре свыше 15—20% фер­ритной фазы. Причем, чем больше феррита содержится в стали, больше продолжительность и выше температура нагрева в интер­вале 350—530° С, тем больше охрупчивание, т. е. интенсивнее снижается ударная вязкость и значительнее повышается твер­дость (рис. 28) [78, 81, 84, 85, 90].

Азот несколько уменьшает склонность ферритно-аустенитных сталей к 475-градусной хрупкости. Об этом свидетельствуют дан­ные автора [85, 90]. Сталь марки Х28АН, несмотря на большее количество феррита, охрупчивается при старении медленнее (при более длительной выдержке), чем стали типа 21-5 и 21-6 без азота.

Термически остаренные высокохромистые и хромоникелевые стали, как и сварные швы, имеют низкую ударную вязкость толь­ко при комнатной и отрицательных температурах; при повышен­ных температурах испытания ударная вязкость достаточно высо­кая. например, у остаренной стали 1Х17Н2 при 20° С она равна 1,6 кГ'М/см2, а при 500° С — 11,9 кГ • м/см2 [78]. От­пуск при 600—700° С устраняет хрупкость остаренного металла, однако последующая длитель -

Тенпература погреба, X Рис, 27. Кривые влияния нагрева продолжитель­ностью 250 ч на ударную вязкость нержавеющих сталей: I— XI8H10T (0,7% ® - фазы); 2 — X17H13M3T (1.5% « - фа­зы); 3 — 0Х21Н5Т (50% о - фа­зы): 4 — 0X21H6M2T (50% « - фазы).

Рис. 28. Кривые изменения ударной вязкости в зависимости от продолжи­тельности нагрева при температурах 380 и 500° С нержавеющих сталей; 1 — 0Х21Н5Т: 2 — 1Х21Н5Т; 3-0Х21Н6М2Т, 4 — 0Х21НЗТ; 5 — 1Х17Н2; 6— 1Х18Н2АГ5-

ная выдержка в области опасных температур снова приводит к охрупчиванию металла.

При измерении твердости установлено, что появление 475-гра - дусной хрупкости металла сопровождается увеличением твер­дости хромистого б-феррита. Так, после выдержки при темпера­туре 500° С в течение 1500 ч микротвердость б-феррита металла швов типа Х17Н2 увеличилась на 70—75 кГ/мм2, вследствие чего общая твердость металла возросла на 58—62 HV [78]. Вместе

с тем металлографическим и электронномикроскопическим ана­лизами не удается обнаружить каких-либо изменений в микро­структуре остаренного металла, в том числе в строении легиро­ванного 6-феррита. Следовательно, увеличение твердости и хруп­кости высокохромистого металла при термическом старении в данном случае может быть обусловлено только изменениями

Содержание С, % Рис. 30. Сечение диаграм­мы состояний сплавов Fe—Сг—Ni—С при по­стоянном содержании Fe (74%), Сг (18%) и Ni (8%).

Рис, 29. Изменение рас­творимости углерода в зависимости от темпера туры в сталях высокой чистоты, содержащих 18% Сг и 10% Ni (в за­штрихованной области — следы карбидов).

в кристаллографической решетке твердого раствора (легирован­ного 6-феррита). Появление хрупкости высокохромистых швов в процессе длительного нагрева в области критических темпера­тур (450—530° С) связано с образованием в твердом растворе богатых хромом комплексов, когерентно связанных с кристалли­ческой решеткой феррита [47]. Комплексы имеют кубическую объемноцентрированную решетку с параметром 2,878 А и по со­ставу отвечают сплаву, содержащему 70% Сг и 30% Fe. Вслед­ствие того, что параметр решетки комплексов отличается от па­раметра решетки твердого раствора, в металле возникают мест­ные искажения, что и приводит к повышению его твердости и хрупкости. Последующий отпуск швов при температуре 600— 700° С способствует выравниванию содержания хрома в твердом растворе, т. е. рассасыванию комплексов, и устранению местных
искажений кристаллической решетки, вследствие чего твердость металла уменьшается, а ударная вязкость возрастает.

Охрупчивание металла, связанное с выделением избыточных фаз (карбидов и нитридов), происходит при его деформировании или при нагреве в интервале температур 500—850° С. Выделение избыточных фаз обусловлено уменьшением растворимости угле­рода и азота с понижением температуры. На рис. 29 показана область изменения растворимости углерода в сталях высокой чистоты, содержащих 18% Сг и 10% Ni [262]. В промышленных нержавеющих хромоникелевых сталях типа 18-8 степень умень­шения растворимости углерода с понижением температуры еще значительнее: при 1095°С она составляет 0,23%, а при 760° С — менее 0,02% [130]. Растворимость углерода в равновесном со­стоянии хромоникелевой стали типа 18-10 при температуре 700° С составляет всего 0,007% [286]. На рис. 30 приведена диаграмма состояния сплавов при содержании 74% Fe, 18% Сг и 8% Ni. Пунктирная линия ограничивает предел растворимости углерода в аустените. При медленном охлаждении от высоких температур по достижении точки, лежащей на этой кривой (при данном со­держании углерода), иэ твердого раствора начинают выпадать карбиды. По мере выпадения карбидов пограничные слои зерен обедняются углеродом и хромом. Стабильность аустенита в этих местах снижается и происходит частичное т — а-превращение. Этот процесс завершается при температуре на кривой GK.

При быстром охлаждении стали от высоких температур угле­род фиксируется в твердом растворе, и сталь приобретает чисто - аустенитную структуру. Выпадение карбидов и ферритной фазы в ней может быть при повторном нагреве в области критических температур. Выделение карбидов сопровождается некоторым упрочнением и снижением ударной вязкости металла. При этом особенно заметно снижение вязкости при весьма низких темпе­ратурах испытания.

Хромоникельмарганцевые чистоаустенитные стали типа 18-4-9, содержащие 0,06—0,07% С и 0,25% N, охрупчиваются при вы­держке в интервале 450—700° С продолжительностью более 10 ч вследствие выделения карбонитридов [151]. С повышением тем­пературы в указанном интервале и продолжительности нагрева охрупчивание металла усиливается. Как показали опыты, прове­денные автором, наиболее сильное охрупчивание сталей такого типа происходит при нагреве в интервале температур 700—800° С (рис. 31). Причем для этого достаточно нагревать сталь в тече­ние единиц или десятков минут.

Термическое старение сопровождается снижением не только пластичности и вязкости, но и прочности металла [108]. Послед­нее не подтвердилось в опытах, проведенных Д. А. Прокошкн - ным [174], а также автором совместно с В. Г. Фартушным и др. [196]. Было показано, что охрупчивание хромомарганцеазотистой стали при кратковременном термическом старении связано с вы­делением по границам зерен сложных карбидов, содержащих железо, хром и марганец (рис. 32), и зависит от суммарного содержа­ния углерода п азота. Особенно ин -

Гемперрт/jpa нагреба. *С Рис. 31 Кривые изменения удар­ной вязкости стали X17AIT4, содержащей 0,09% С и 0,35% N (сплошные линии) и 0,12% С и 0,36% N (Пунктирные линии), в зависимости от температуры пятиминутного (5') и шестпде - сятнминутного (60') нагрева.

югреба, га

Рис. 32. Кривые изменения суммарного содержания Fe, Сг и Мп в карбидной фазе (/. 2) н ударной вязкости стали Х17АГ14, содержащей 0,09% С, 0.35% N (2. 3) не 0,12% С, 0,36% N (I. 4), в зависимости от продолжи­тельности нагрева при 700°С [196].

тенсивное охрупчивание азотосодержащей стали наблюдается при увеличении количества в ней углерода (табл. 10].

Некоторые исследователи [194. 195] полагают, что снижение ударной вязкости аустенитной стали при старении связано исклю­чительно с выделением карбида СггзСв, а азот не участвует в про­цессах охрупчивания, Прямых доказательств такого утверждения нет. Более того, экспериментальные данные [194] подтверждают противное. Так, сталь 0Х21Н10АГ8, содержащая 0,068% N, охрупчивается старением при температуре 700° С значительно меньше, чем сталь того же типа (0Х21Н6АГ8) с содержанием углерода 0,065%, а азота 0,24% (табл. 11, плавки № 1 и 2). Ана­
логичные данные получил автор при испытании сталей марок Х17АГІ4 (табл. 11, плавки № 3 и 4). Причем, благодаря более высокому содержанию углерода в этих сталях, охрупчивание их настолько значительно, что обнаруживается испытанием на удар­ную вязкость даже при комнатной температуре.

Таблица 10

Влияние содержания углерода и времени старения при 700° С стали Х17АП4 на ее ударную вязкость Содержание э ст. дп Время выдержки при температуре 700°С, мин Ударная вяэк >атуре, °С С +20 -« 50 -60 1 12,9 7,3 7,1 6,3 0,09 0,35 5 12,5 5,5 5,2 2,5 15 9,6 5,2 2,9 2.5 1 13,6 7,9 7,4 6,1 0,12 0,36 5 12,1 4,1 3.6 2,4 15 6,7 2,9 1,7 1,7

Взаимное влияние углерода и азота на старение аустенитных сталей можно объяснить тем, что растворимость этих элементов в аустените меняется с изменением температуры, и быстрым охлаждением стали от высоких температур фиксируется в твер­дом растворе не только избыточный углерод, но и азот при со­держании их, превышающем предел растворимости при комнат­ной температуре. Можно полагать также, что азот уменьшает растворимость углерода в аустените так же, как и углерод умень­шает растворимость азота, и поэтому они взаимно способствуют выделению карбонитридов.

Снижение содержания углерода до 0,03% в хромоникельмар - ганцеазотистых сталях с наличием ферритной фазы менее эффек­тивно уменьшает охрупчивание после повторных нагревов, чем в чистоаустенитных сталях. Более того, снижение содержания углерода в хромоникелевой стали типа 18-10 без увеличения ко­личества никеля несколько даже повысило ее чувствительность к повторному нагреву. Уменьшение продолжительности повтор­ного нагрева в опасном интервале температур до 20 мин н менее не приводит к заметному охрупчиванию.

Охрупчивание при термическом старении азотосодержащих аустенитных сталей зависит не только от содержания углерода,

Влияние старения при температуре 600—700° С на охрупчивание хромокикельмарганцеазотистых аустенитных сталей с различным содержанием азота н углерода Солер «анне, Ударная ость. кГ-м1см‘ емиерэтурам, ЬС ри рвал J* Маркв стали N после повторного Литературный + 20 -.96 -253 + 20 — 196 -253 I 0Х21НЮАГ8 Нагрев при 700°С 1 ч 0.068 0.067 35,0 30,0 - 21,0 12,0 - [194] 2 0Х21Н6АГ8 То же 0,065 0,24 35,0 22,0 31,0 2,0 - [1941 3 Х17АГ14 0,13 0,28 18,3 - — 8,2 - Опыты автора 4 Х17АГ14 0,12 0,36 18,6 — — 5,4 - — То же 5 1Х25Н16Г6АР 0,10 0,16 31,0 12.7 10,9 17,0 2,9 — 6 0Х21Н5АГ7 Нагрев при 600°С 2 ч 0,05 0,157 33,1 10,0 8,6 18,6 12,4 3,7 7 000Х21Н5АГ7 То же 0,03 0,107 22.9 11.2 8,9 23,7 11,6 3,3 8 ОООХ21Н5АГ7 Нагрев при 700°С 20 мин 0,03 0,30 26,0 15.0 13,0 24,5 13,0 11,0 [195] 9 000Х17Н5АГ9 То же 0,03 0,31 32,0 16,5 - 26,0 5,0 - [195] 10 0Х18Н10 Нагрев при 700°С 1 ч 0.07 0,032 35,0 35,0 30,03 34,0 32,0 29,0 Автор 11 ОХ23Н18 То же 0,08 0,046 35,0 21,4 29,1 14,6 12 OOX18HI1 0,02 0,036 32,1 31,5 12,7 24,2 23,4 10,6

но и хрома (табл. 11, плавки № 8 и № 9) [195]. В этом отноше­нии сталь 000Х21Н5АГ7 лучше, чем сталь 000Х17Н5АГ9. По-ви­димому, охрупчивание при термическом старении сталей, содер­жащих 17—18% Сг, в данном случае происходит не только за счет выделения карбонитридов по границам зерен, но и вслед­ствие мартенситного превращения металла в пограничных слоях аустенитных зерен, стабильность которого уменьшается из-за потери части хрома, углерода и азота даже при незначительном выделении карбонитридов. Как показали опыты автора, прове­денные совместно с К. А. Ющенко и Г. Г. Монько, повышение в низкоуглеродистой хромоникельмарганцеазотистой стали со­держания хрома до 20—22% и никеля в количестве, обеспечива­ющем чистоаустенитную стабильную структуру без мартенситного превращения при низкотемпературном деформировании (соот - Nl*KB, п

ношение содержания^— = 1,0-г 1,4), полностью предотвращает охрупчивание ее при повторном нагреве продолжительностью до 20 мин во всем интервале критических температур.

Охрупчивание высоколегированного металла, связанное с об­разованием о - фазы, происходит при длительном нагреве в интер­вале температур 600—900° С. о-фаза образуется в связи с диф­фузионными процесами в твердом растворе, главным образом диффузией хрома. Поэтому факторы, способствующие диффузии атомов хрома в твердом растворе, ускоряют выделение о - фазы. Так, при наличии и увеличении количества ферритной фазы склонность к образованию e-фазы в высоколегированных сталях возрастает [139, 167, 174, 195, 21, 7], что обусловлено более вы­соким содержанием хрома и большей скоростью его диффузии в ферритной фазе по сравнению с аустенитом. о-фаза в первую очередь образуется в пограничных областях ферритных зерен (рис. 33,а) или по границам зерен аустенита (рис. 33,6), а также на плоскостях скольжения и границах двойников, так как энер­гия границ уменьшается при образовании на ней скоплений ато­мов [223]. Оба эти фактора облегчают образование обогащенных хромом участков. Вместе с тем в стабильноаустенитных сталях выделение о-фазы необязательно сопровождается предшеству­ющим 7 — a-превращением (образованием промежуточной фер - рнтной фазы) [135]. Свидетельством этого является, например, то, что хромоникелевая стабильноаустенитная сталь типа 25-20, проявляющая склонность к охрупчиванию из-за выделения о-фазы, не претерпевает превращение 7-а при любых скоро­стях деформации и температурах [233].

Образование о-фазы также не связано с наличием карбидов [135], так как она появляется даже в весьма чистых безуглеро - дистых сплавах Fe—Сг—Ni [43, 44]. Кроме того, углерод, связы­вая часть хрома в карбиды, уменьшает возможность выделения о - фазы [146]. Однако при достаточном для карбидообразования содержании углерода образование о-фазы сопровождается вы­делением карбидов. К элементам, способствующим образованию

Рис. 33. Расположение о-фазы (снетная составляющая) в сталях; а — ХІ7АГІ4 с 0,28% N (старение при 650" С 500 ч) и 6-0Х17Н5ГЭАБ (Старение прн 600°С 1000 ч), ХІ000

5 - фазы в высокохромистых сталях, в том числе в хромоникеле­вых и хромоникельмарганцевых, относятся молибден, кремний, ванадий [47], вольфрам [142], а также ниобий и титан. Наличие и повышение содержания этих элементов способствует выделе­нию о-фазы при более низком содержании хрома в стали. Повы­шение содержания никеля и азота, наоборот, уменьшает склон­ность стали к образованию о - фазы.

Несмотря на аустенитизирующее действие, марганец сильно сдвигает границу области существования о-фазы в сторону бо­лее низких содержаний хрома [44, 47, 283] и более высоких тем­ператур [47]. Так, например, сталь ХІ4Г14НЗТ оказалась весьма склонной к охрупчиванию из-за выделения о - фазы [98], несмотря на относительно малое количество хрома в ней.

Холодная деформация, предшествующая изотермическому на­греву в области критических температур, ускоряет образование в - фазы в аустенитном хромоникелевом металле, в том числе в сварном шве, причем лишь в том случае, если степень дефор­мации и температура старения достаточны для рекристаллизации металла [136]. Полагают, что ускорение образования о-фазы под воздействием холодной деформации обусловлено увеличением свободной энергии наклепанного металла, что приводит к уско­рению диффузионных процессов в твердом растворе.

В о-фазе, образовавшейся в чистом желеэохромоникелевом сплаве после старения при температуре 850° С, содержание хро­ма по сравнению с исходным состоянием возросло с 22,8 до

Рис. 34. Вид бывшего ферритного зерна стали Х14Г14НЗТ на стадии:

а— е-я’+з - превращения; б —полного завершения а->а+1‘ - превращения (Старение при 700е С). Х9750

32,0%, кремния — с 1,96 до 6,0%, а никеля и марганца при этом уменьшилось с 19,6 до 9,5% н с 1,08 до 0,71% соответствен­но [181].

Ю. Б. Малевский, Б. И. Медовар и Г. П. Манжелей [137] при­водят данные о составе о. фазы, электролитически выделенной и отделенной по специальной методике от карбидов в сварных хромоникелевых швах типа 25-18 (с молибденом и вольфрамом и без них) после старения при 800° С. Из этих данных следует, что «-фаза имеет вдвое больше хрома (40—52% против 25%), в четыре раза больше вольфрама, в два-четыре раза — молибде­на, несколько больше кремния и в шесть раз меньше никеля (3% против 18%), чем т-твердый раствор, Более достоверные данные о составе о-фазы возможно получить при помощи нового метода рентгеноспектрального микроанализа структурных со­ставляющих металла. Автор совместно с В. Г. Фартушным [98] исследовал выделение о-фазы в некоторых аустенитных сталях, содержащих 7—10% ферритной фазы — Х17АГ14 (с 0,28% N) ИХ14Г14НЗТ, и в двух однофазных аустенитных сталях—Х17АГ14 (с 0,36% N) и 0Х17Н5Г9АБ. Распределение элементов между структурными составляющими стали Х14Г14НЗТ в исходном со­стоянии было следующим: в феррите—21,2% Сг, 13,07% Мп, 1,58% Ni, 0,28% Ті; в аустените— 15,6% Сг, 14,3% Мп, 2,8% Ni, 0,41% Ті. После 25-часовой выдержки при температуре 800° С появившаяся о-фаза имела следующий состав: 32,3% Сг,

12,1 % Мп, 0,82% Ni, 0,29% Ті, следы кремния, остальное железо. В участках зерна с повышенной травимостыо (травление в окис­ляющей среде — хромовой кислоте), расположенных вблизи рас - тушей e-фазы (рис. 34), содержание хрома снизилось прн этом до 18,0—18,3%. Количество его в ближайших участках аустенит - ного зерна сохранилось неизменным.

Таким образом, в процессе длительной изотермической вы­держки в интервале температур, при которых образуется о-фаза, в ферритном зерне развивается микроскопическая химическая неоднородность по элементам (в данном случае главным образом по хрому), являющимся вместе с железом основой для образо­вания о-фазы. В одних местах зерна присходит обогащение ме­талла этими элементами, в других — обеднение. Развитие внут - ризеренной химической неоднородности можно объяснить с точки зрения степени искажения решетки вокруг растворенных атомов [133]. Если растворенный атом больше, чем занимаемое им место в решетке растворителя, то он в меньшей степени дополнительно искажает решетку и, следовательно, легче входит в те места, где решетка уже расширена. Так как в кристалле с искаженной ре­шеткой объем искаженных мест и степень искажения решетки от участка к участку меняется, то за счет диффузии при опреде­ленных температурных условиях в одних местах зерна будет создаваться более высокая концентрация атомов легирующего элемента, чем в других. Такую возможность впервые предполо­жил В. С. Горский [35]. Равновесное обогащение, а следовательно, и образование о-фазы, наиболее вероятно в пограничных зонах кристаллитов, где решетка наиболее искажена. Действительно, в местах сопряжения двух зерен, особенно на границе раздела двух фаз, имеющих различные кристаллографические решетки, имеют место значительные искажения [7, 116, 133]. В настоящее время существует значительное количество экспериментальных данных, подтверждающих образование равновесной микроскопи­ческой неоднородности в сплавах по границам зерен [8, 22, 45, 46, 154, 244]. Равновесная концентрационная микроскопическая не­однородность может также возникать вокруг дислокаций [259, 228].

Состав обогащенных и обедненных легирующими элементами участков, по-видимому, изменяется со временем, стремясь к како­му-то постоянному значению. На промежуточных этапах веред образованием a-фазы обедненные участки оказываются отлич­ными по составу от исходной a-фазы и в то же время не достиг­шими конечного состояния, представляя собой промежуточную а'-фаэу. Обогащенные участки при этом также не отвечают еще

Рис, 35. Графики изменения размера а - фазы в стали Х14Г14НЗТ в зависимости от температуры и продолжитель­ности нагрева,

Прадоткительносгт нагрева,* Рис. 36. Графики измене­ния количества я - фазы в стали Х14Г14НЗТ в за­висимости от температу­ры н продолжительности нагрева.

составу a-фазы и являются промежуточной о'-фазой. С увеличе­нием продолжительности выдержки в критическом интервале температур концентрационная неоднородность развивается, до­стигая максимума, и обе зоны — обогащенная и обедненная хро­мом — разростаются. Атомы этих зон находятся в наименее равновесном состоянии. Уменьшение их взаимной потенциальной энергии происходит в результате соответствующей перегруппи­ровки и построения новой структуры, качественно отличной от предшествующей. Такой структурой в обогащенных участках по отношению к a-фазе будет я - фаза, а в обедненных—т'-фаза, т, е. промежуточные о' - фаза образует a-фазу, а а'-фаза обра­зует Т' - фазу, которая практически не отличается от основы ста­ли — т - фазы,

Таким образом, процесс образования a-фазы из ферритного зерна можно представить по следующей схеме:

*-*4- а' + я'^т' + я.

Причем, в зависимости от исходного количества феррита в стали, температуры и продолжительности выдержки распад ферритного зерна может быть неполным. В этом случае конеч­ным продуктом указанного превращения будет а + Y +

Рис. 37. Интервалы температур и про­должительности нагрева, при которых об­разуется о - фаза а сталях- Г — ХІ7АГІ4 с 0,36% N; 3 — 0Х17Н5Г9АБ; S — ХІ7АГИ с 0.25% N; У — Х14ГННЭТ.

При зарождении частицы а -фазы объемы, где протекают местные диффузионные процессы, весьма малы, скорость диффу­зии велика н градиент концентрации растворенного элемента вокруг частицы круто падает. С течением времени эта крутизна уменьшается, диффузия за­медляется, и размер матри­цы, поставляющей атомы растворенного элемента для о-фазы, увеличивается. По­этому скорость роста послед ней уменьшается. В некою рых сталях при достаточн высоких температурах (мак симальной в пределах тервала возможного выделе ния о-фазы) через некою рое время может даже про исходить обратная днффу эия атомов легирующих эле­ментов из новой фазы в матрицу, т. е. cr-фаза может частично или полностью растворяться в феррите. Приведенные на рис. 35 и 36 графики изменения размеров частиц и общего количества о-фазы * в зависимости от температуры и продолжительности нагрева [98] хорошо согласуются с таким представлением про­цесса выделения о-фазы,

На рис. 37 в качестве примера представлены графики, иллю­стрирующие области (время — температура) образования о-фазы в хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых сталях. Стали Х17АГ14 с 0,36% N и 0Х17Н5Г9АБ — чистоаустенитные, стали Х17АГ14 с 0,25% N и Х14Г14НЗТ содержали до 10% ферритной фазы. Из рисунка видно, что в чистоаустенитных сталях процесс образования о-фазы протекает менее интенсивно, чем в аусте - нитно-ферритных. Так, в стали Х17АГ14 с 0,25% N (при наличии ферритной фазы) первые выделения о-фазы при температуре 800° С наблюдались примерно через 100 ч выдержки, тогда как в такой же стали, но с 0,36% N, не содержащей ферритной фазы, * Количество о-фазы определялось под микроскопом по методу Глаго­лева [68].

выделения о - фазы имели место только через 500 ч нагрева при той же температуре. Средний размер частиц з-фазы в первой стали прн этом достигал 3,5—4,0 мк, в то время как максималь­ный размер их во второй стали при тех же условиях не превышал 0,5—1,0 мк.

Повышенпе температуры нагрева свыше 800° С влечет за со­бой торможение процессов выделения з-фазы из твердого раство­ра обеих сталей.

Следует отметить, что температурный интервал образования з - фазы в хромоникелевых сталях и сварных швах с молибденом выше, чем в хромоникельмарганцевых. Например, в стали X17H13M3T с содержанием до 10—12% феррита, как и в свар­ном шве идентичного состава, наиболее интенсивное образование з - фазы наблюдается при температурах 850—875° С. Причем уже двухчасового нагрева при этих температурах оказывается доста­точно для образования значительного количества о-фазы и охрупчивания металла.

Зависимость между температурой и продолжительностью на­грева, а также скоростью образования з - фазы для чистоаусте -

нитной стали 0Х17Н5Г9АБ 0,89^ примерно такая же, как

и для стали Х17АГ14 с 0,36% N^^piE2=l,09j - Однако, как по­казал металлографический анализ, количество з - фазы и ее раз­меры в первой стали значительно больше, чем во второй. Это свидетельствует о том, что повышение запаса аустенитности однофазной стали уменьшает ее склонность к образованию з - фазы.

Несмотря на различную интенсивность образования о-фазы из ферритного и аустенитного зерен, предпосылки, условия и про­цесс зарождения a-фазы из аустенита аналогичны изложенным выше (из феррита). Схематически этот процесс можно предста­вить в следующем виде:

7 - 7 + Ті + 7г - 7 + Ті + o' - т' + e. гДе Ті — участки аустенитных зерен, обедненные элементами, со­ставляющими основу з - фазы, вследствие развития химической микроскопической неоднородности; fa—участки зерна, обога­щенные элементами, составляющими основу з - фазы, и обеднен­ные никелем; а' — промежуточная фаза между 7а и з; — участки аустенитных зерен вокруг з-фазы, несколько обогащен­ные никелем и обедненные элементами, составляющими з-фазу.

e-фазе присуща высокая твердость, которая находится в пре­делах 945—1100 кГ/мм2 [34]. Измерения автора [98] показали, что микротвердость с-фазы в стали Х14Г14НЗТ колеблется в преде­лах 1300—1600 кГ/мм2.

Piic. 35. Графики изменения ударной вязкости стали Х14Г14НЗТ в зависимости от температуры и продолжи­тельности нагрева:

/ — 25 ч; 2 — 60 ч; 3—100 ч;

4 — 500 ч; 5 — 1000 ч

Наличие в металле твердых включений о-фазы обусловливает значительное снижение его вязкости (рис. 38). Ударная вязкость этой ста­ли падает наиболее интенсивно при выдержке в интервале таких темпе­ратур, при которых наблюдается максимальное выделение о-фазы.

Падение ударной вязкости при обра­зовании ст-фазы более значительно, чем при выделении карбидов.

Наряду с отмеченными свойства­ми одним из главных критериев ра­ботоспособности оборудования из нержавеющих сталей является их коррозионная стойкость в соответ­ствующих средах н условиях экс­плуатации. Поэтому вопросам кор­розии сталей и сварных соединений в дальнейшем в книге будет уделено значительное внимание.

Весьма кратко рассмотрим основы коррозии высоколегирован­ных сталей.