§ 1. СОСТАВ И СВОЙСТВА

Высоколегированные аустенитные стали имеют повышенное со­держание основных легирующих элементов — хрома и никеля (обычно но ниже 10 и 7% соответственно), придающих им соот­ветствующую структуру и необходимые свойства (табл. 72). Для сокращения высоколегированные стали можно обозначать в со­ответствии с содержанием основных легирующих элементов циф­рами, например 18-8, 25-20 и др. Первая цифра обозначает со­держание хрома, вторая — никеля.

Никель — дефицитный и дорогой легирующий элемент и по­этому в тех случаях, когда условия работы конструкции позво­ляют, используют стали с пониженным его содержанием или без - иикелевые хромистые стали. В сплавах на железоникелевой основе содержание никеля еще выше, чем в хромоникелевых сталях. В никелевых сплавах никель служит основой, а железо — леги­рующей присадкой. Эти сплавы благодаря своим свойствам нахо­дят применение в ответственных конструкциях, работающих в сложных и специфических условиях.

Высоколегированные стали и сплавы по сравнению с менее легированными обладают высокой хладостойкостыо, жаропроч­ностью, коррозионнойстойкостыо и жаростойкостью. Этиважнейшие материалы для химического, нефтяного, энергетического машино­строения и ряда других отраслей промышленности используют при изготовлении конструкций, работающих в широком диапазоне температур: от отрицательных до положительных. Несмотря на общие высокие свойства высоколегированных сталей, соответ­ствующий подбор состава легирования определяет их основиое служебное назначение. В соответствии с этим их можно разделить па три группы: коррозионно-стойкие, жаропрочные и жаростой­кие (окалиностойкие). Благодаря их высоким механическим свой­ствам при отрицательных температурах высоколегированные стали и сплавы применяют в ряде случаев и как хладостойкие.

Коррозионно-стойкие стали при соответствующем легирова­нии и термообработке обладают высокой коррозионной стойко-

пью при комнатных и повышенных до 800° С температурах как к атмосферной н газовой среде, так и в чистых и водных раство­рах кислот и щелочей, жидкометаллнческих средах и т. д. Харак - ісрное отличие этих сталей — пониженное содержание углерода, обычно не превышающее 0,12%, оказывающее решающее влияние на стойкость их к межкристаллитной коррозии (м. к. к.). Благо­даря этим свойствам их используют при изготовлении трубопро­водов и аппаратов для химической и нефтяной промышлен­ности.

Жаропрочные стали и сплавы обладают высокими механиче­скими свойствами при повышенных температурах и способностью сохранять их в данных условиях в течение длительного времени. Для придания этих свойств сталям и сплавам их обычно легируют злементами-упрочпителями, молибденом и вольфрамом (до 7% каждого). Важной легирующей присадкой, вводимой в некоторые стали и сплавы, является бор. В ряде случаен к этим металлам предъявляется требование и высокой жаростойкости.

Одна из основных областей применения этих сталей — энер­гетическое машиностроение (трубопроводы, детали и корпуса га­зовых и паровых турбин и т. д.), где рабочие температуры дости­гают 750° С и выше. Жаростойкие стали и сплавы обладают стой­костью против химического разрушения поверхности в газовых средах при температурах до 1100—1150° С. Обычно их исполь­зуют для деталей слабонагруженных (нагревательные элементы, печная арматура, газопроводные системы и т. д.). Высокая окали - мостойкость этих сталей и сплавов достигается легированием их алюминием (до 2,5%) и вольфрамом (до 7%). Эти легирующие элементы и кремний способствуют созданию прочных и плотных окислов на поверхности деталей, предохраняющих металл от непосредственного контакта с газовой средой.

После соответствующей термообработки высоколегированные стали и сплавы обладают высокими прочностными и пластиче­скими свойствами (табл. 73). В отличие от углеродистых при за­калке эти стали приобретают повышенные пластические свойства. Структуры высоколегированных сталей очень разнообразны и зависят в основном от их химического состава, т. е. содержания основных элементов: хрома (феррнтизатора) и никеля (аустенити - затора). На структуру влияет также содержание и других леги­рующих элемеитов-ферритизнторов (Si, Мо, Ті, А1, Nb, W, V) и аустенитпзаторов (С, Со, Ni, Си, Nn, В).

Для приближенного определения характера структуры обычно пользуются диаграммой Шеффлера, предварительно подсчитав эквивалентные содержания никеля и хрома. На структуру этих сталей оказывает влияние также термообработка, пластическая деформация и другие факторы. Поэтому положение фазовых обла­стей на диаграммах состояния определено для немногих систем в виде псевдобинарных разрезов тройных систем, обычно Fe—Сг—Ni с углеродом.

Рассмотрим фазовые области для одной из таких систем (штри­ховая линия на рис. 139) при содержании 0,05% С. При очень медленном охлаждении и затвердевании (точка 1 на линии лик­видус) из расплава вначале начинают выпадать кристаллы хро­моникелевого феррита, имеющего решетку б-жслсза, а по мере охлаждения — и кристаллы хромоникелевого аустенита, имею­щего решетку у-железа. После затвердевания всего расплава (температура ипже точки 2 на линии солидус) сталь имеет аусте - нитно-ферритпую структуру. При дальнейшем охлаждении в точке 3 происходит превращение б у, и сталь приобретает аустенитную структуру.

Углерод в аустенитно-ферритной п аустенитной сталях при температурах выше линии SE (выше точки 4) находится в твер­дом растворе в виде фаз внедрения Медленное охлаждение стали ниже точки 4 приводит к выделению углерода из твердого раствора в виде химического соединения — карбидов хрома типа Сг23Се, располагающихся преимущественно но границам зерен. Даль­нейшее охлаждение ниже точки 5 способствует выпадению по гра­ницам зерен вторичного феррита. Таким образом^ сталь при мед-
г

ленном охлаждении при комнатной температуре имеет аустенитную струк­туру со вторичными кар­бидами п ферритом.

В зависимости от ско­рости охлаждения с тем­ператур, лежащих выше линии SE, углерод частич­но или полностью выде­ляется из твердого раство­ра в виде карбидов. Этот процесс оказывает решаю­щее влияние па свойства сталей. При быстром ох­лаждении (закалке) распад твердого раствора не успе­вает произойти, н аустенит фиксируется в пересыщен­ном и неустойчивом со­стоянии. Количество выпавших карбидов хрома, помимо скорости охлаждения, зависит и от количества углерода в стали. При его содержании менее 0,02—0,03%, т. е. ниже предела его раствори­мости в аустените, весь углерод остается в твердом растворе.

Ускоренное охлаждение стали в некоторых композициях аусте­нитных сталей может привести к фиксации в их структуре пері ич - пого 6-феррита, в некоторых случаях необходимого с точки зрения предупреждения горячих трещин. Холодная деформация, в том числе и наклеп закаленной стали, в которой аустенит за­фиксирован в неустойчивом состоянии, способствует превраще­нию у —а. Феррит, располагаясь тонкими прослойками по гра­ницам аустенитных зерен, блокирует плоскости скольжения и упрочняет сталь (рис. 140). Упрочнение стали тем выше, чем ниже температура деформации. Обычно тонколистовые хромонике­левые стали в состоянии поставки имеют повышенные прочност­ные и пониженные пластические свойства. Это объясняется их повышенной деформацией при прокатке и пониженной темпера­турой окончания прокатки.

Если сталь, в которой не произошло выпадения карбидов и углерод зафиксирован в твердом растворе, медленно нагревать, подвижность атомов увеличивается. В соответствии с этим уве­личивается и способность их к диффузии и восстановлению рав­новесия в твердом растворе, в котором аустенит зафиксирован в пересыщенном и неустойчивом состоянии, что приводит к обра­зованию и выделению карбидов из пересыщенного твердого рас­твора. Этот процесс начинается при температуре 400—500° С, по вследствие малой скорости диффузии идет медленно с образова­нием карбидов преимущественно по границам зерен.

зионной среде эти участ­ки зерна растворяются, что приводит к нарушению связи между отдельными зернами. Этот процесс называется межкристаллитной коррозией (м. к. к.).

При температурах 000—700° С скорость диффузии более вы­сокая и образование карбидов идет быстрее, в большем количестве и более крупных. При температуре 800—900° С карбиды обра­зуются еще быстрее и коагулируют. Ввиду достаточно высокой скорости диффузии хром, связываемый в карбид, извлекается из более глубоких областей зерна, и местное обеднение границ зерна хромом уменьшается. При температурах выше 900° С (выше тем­ператур линии SE) наряду с коагуляцией карбидов начинается обратный процесс их растворения с переходом углерода в твер­дый раствор и образованием однородной массы аустенита. Быст­рое охлаждение этой стали (закалка) опять фиксирует структуру аустенита в пересыщенном и неустойчивом состоянии с углеро­дом, находящимся в твердом растворе. Как видно из рис. 139, температура закалки для получения подобной структуры (ли­ния SE) тем выше, чем больше содержание углерода в стали. Подобная термообработка называется закалкой па гомогенный твердый раствор (аустенитизация) и для сталей типа 18-8 прово­дится с температур 1050—1100° С.

Межкристаллитная коррозия вызывается местным обеднением хромом металла зерна возле границы, вследствие более низкой скорости диффузии хрома по сравнению с углеродом, при темпе­ратурах ниже 900° С. Однако, если сталь при этих температурах выдерживать достаточно длительное время, несмотря на малую скорость диффузии хрома, его концентрация по объему зерна (периферийная и центральная) будет выравниваться и склонность стали к м. к. к. уменьшится. Такая термообработка называется
і-і абнлизирующим отжигом. Его проводят обычно при температуре 850—900° С в течение 2—3 ч.

И целом зависимость м. к. к. от времени и температуры можно представить схемой на рис. 141. Левая ветвь схемы (кривая 1) показывает температурно-временные условия появления в швах склонности к м. к. к. При температурах до 650° С скорость обра­зования карбидов хрома возрастает при небольшой скорости диффузии хрома. В результате время выдержки металла при рассматриваемой температуре до появления м. к. к. сокращает­ся и при температуре 650° С (<кр) может достигать нескольких

минут.

Повышение температуры, увеличивая скорость диффузии хрома, уменьшает местное обеднение границ зерен хромом и склонность швов к м. к. к. Выдержка стали в рассматриваемом интервале температур в течение tKM и более, приводя к диффузионному вы­равниванию содержания хрома по объему зерна, способствует приобретению металлом повторной стойкости к м. к. к. (правая ветвь схемы — кривая 2). Уменьшение в стали содержания угле­рода, легирование ее более сильными, чем хром, карбидообразо - вателями (титан, ниобий и др.) сдвигает вправо кривую 1 начала появлення склонности металла к м. к. к. Процессы, протекающие при образовании карбидов, влияют не только на появление такой склонности, но и сильно изменяют механические свойства сталей при комнатных и высоких температурах.

Изменение в стали содержания легирующих элементов влияет на положение фазовых областей. Основными легирующими эле­ментами в рассматриваемых сталях служат хром и никель. Б за­висимости от их соотношения стали иногда разделяют на стали с малым (% Ni /% Cr ^ 1) и большим запасом аустснитности (1% Ni /% Cr > 1).

Титан, ниобий, вольфрам и ванадий — карбидообразователи. Поэтому в стали могут образовываться не только карбиды хрома, но и карбиды этих элементов (TiC, NbC, VC). При определенных содержаниях [Ті :э= (С — 0,02) 5 и Nb ^ ЮС] весь свободный, выше предела его растворимости (0,02%), углерод может выде­литься не в виде карбидов хрома, а в виде карбидов титана или ниобия. Выпадение карбидов повышает прочностные и пони­жает пластические свойства сталей.

Упрочнение, связанное с выделе­нием карбидов, зависит от степени дисперсности — оно увеличивается с уменьшением размеров карбидов. Это свойство карбидов используют для

Рпс. 141. Зависимость появления склонпо - стн к межкристаллитной коррозии (м. к. к.) металла швов на аустенитной стали от тем­пературы н времени

дисперсионного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого обычно в комплексе с интерметаллпдным упрочнением [упрочняю­щие частицы — интерметаллиды Ni3Ti, Ni3(Al, Ті), Fe2W и др.]. К интерметаллидным соединениям относят и ст-фазу, которая обра­зуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900—950" С. Она обладает ограниченной растворимостью в а - п у-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерсп, резко снижает пластические свойства и ударную вязкость металла.

Повышенные концентрации в стали хрома (16—25%) и эле­ментов, способствующих образованию феррита (молибдена, крем­ния и др.), вызывают образование при температурах 700—850° С о-фазы. Выделение этой фазы происходит преимущественно с об­разованием промежуточной фазы феррита (у —а -> о) или пре­образованием б-феррита (6-9- о). Однако возможно се выделение и непосредственно из твердого раствора (у —> о). Холодная дефор­мация, приводя к появлению дополнительных плоскостей сдвига, увеличивает количество выделившейся п-фазы. Выделение сг-фазы резко снижает служебные характеристики жаропрочных и жаро­стойких сталей.