Стали, содержащие хрома более 16%, относятся к ферритному классу и при высокотемпературном нагреве и охлаждении не претерпевают структурных превращений. Одна­ко в стали Х17 при содержании минимального количества хрома и кремния н максимального никеля, углерода и азота при нагревании выше 900—950° С происходит растворение карбидов и нитридов в твердом растворе пограничных слоев зерен и частичное а-» Т'пРевРаЩенне» а при последующем быстром охлаждении — f -*■ ct-превращение с образованием твердых про­слоек по границам зерен феррита. Как показывают опыты, ме­талл при этом несколько охрупчивается, даже если предшеству­ющий нагрев не привел к перегреву (росту зерна). Последующий отпуск стали при температуре 760—780° С приводит к выделению карбонитридов из твердого раствора, разупрочнению стали п по­вышению пластичности к исходному уровню.

Хромистые 17%-ные стали с минимальным содержанием углерода, стабилизированные титаном или ниобием и легирован­ные молибденом, а также стали с более высоким содержанием хрома (Х25Т н Х28) при нагреве и охлаждении не претерпевают структурных превращений. Растворение углерода и азота (кар­бонитридов) в пограничных слоях зерен феррита при нагреве и последующее быстрое охлаждение могут изменить лишь неко­торые физико-химические свойства таких сталей.

Характерной особенностью высокохромистых ферритных ста­лей Х17, 0Х17М2Т, 0Х17Т н Х25Т является сильная склонность к перегреву—росту зерна при высокотемпературном нагреве. С повышением температуры нагрева выше 1100° С или при уве­личении продолжительности высокотемпературного нагрева сте­пень перегрева (размер зерна) ферритной стали возрастает (рис. 88). Достаточно пятиминутного нагрева при 1250—1300°С,

чтобы зерно стали 0Х17Т увеличилось до балла I—0. Склонность стали Х17 к росту зерна еще значительнее. В прямой зависи­мости от степени перегрева (размера зерна) снижается пластич­ность и ударная вязкость металла (табл. 28). Особенно сильная

б 8

і Рис. 88. Изменение микроструктуры

I стали 0Х17Т толщиной 3 мм в завися -

0 мости от продолжительности нагрева

1 при температуре 1250—1300° С, К100:

а — исходное состояние; 6 — нагрев I мин;

зависимость вязкости и пластичности от величины зерна наблюдается у тол­столистовой высокохромистой феррнт - ной стали. Так, у стали Х17 и 0Х17Т г толщиной 10 мм и более при балле зер­

на 1—2 ударная вязкость составляет немного больше 1 кГ • м/см2. Значительный рост зерна в высокохромистых феррнтных ста­лях наблюдается прн воздействии термического цикла сварки (рис. 89). При этом, чем крупнее зерно в исходном состоянии и чем больше погонная энергия сварки (выше мощность дуги и меньше скорость сварки), тем крупнее зерно и ниже пластич­ность и вязкость металла в околошовной зоне на участке, при­мыкающем непосредственно к шву. Рост зерна и степень охруп­чивания феррнтных сталей, не содержащих карбидообразующие элементы, при одинаковом тепловложении несколько выше, чем сталей того же класса, но содержащих титан или ниобий. Отпуск при температуре 760—780°С сварных соединений стали X17 не­сколько повышает пластичность металла в околошовной зоне, не оказывая заметного влияния на ударную вязкость. Общая пластичность (угол загиба) сварного соединения ферритной стали

Таблица 28 Влияние продолжительности нагрева при температуре 1250—1300° С на пластичность и вязкость стали 0Х17Т толщиной 3 мм

Продолжитель­ность нагрева,	М зерна	Угол зїгн - 6а стали. град	КГ-МІСМ'
Исходное состояние	8	180	12,2
0,5	8	180	И,7
	4	160	9,5
	1—2	180	6,7
	1	180	4,2
10	1—0	180	3,3
20	1-0	115	3,0
30	0-1	100	1,1

зависит также от пластичности металла шва [75]. Аналогично 17% -ным хромистым сталям изменяется при воздействии термиче­ского сварочного цикла микроструктура и механические свойства

стали Х25Т [96]. С повыше­нием температуры испытания вязкость крупнозернистого (перегретого) высокохроми­стого ферритного металла (в околошовной зоне) возра­стает (рис. 90) [99] подобно основному металлу в состоя­нии поставки (см. рис. 8). Однако абсолютное значение ударной вязкости при высо­ких температурах крупно­зернистого металла (в око­лошовной зоне) меньше, чем мелкозернистого основного металла в состоянии по­ставки.

Рис. 89. Микроструктура металла я околошовной зоне у линии сплавле­ния со швом соединений сталей Х17 (а) п 0Х17Т (б), сваренных авто­матической дуговой сваркой, Х150.

Вакуумным и электрошлаковым переплавами, которые умень­шают в металле содержание газов и неметаллических включений, удается повысить ударную вязкость ферритной стали после про­катки и указанной выше термической обработки, т. е. в состоянии

поставки. Однако склонность к перегреву и связанное с этим

охрупчивание при воздействии сварочного термического цикла

такой стали не предотвращается. Так, ударная вязкость улучшен­ной шлаковым переплавом стали 0Х17Т толщиной 10 мм в ре­зультате роста зерна при воздействии сварочного термического цикла снизилась с 11,2—12,1 до 1,2—1,6 кГ •м! см2 [99].

Рис. 90. График зависимости ударной вязкости от темпе­ратуры испытания металла в околошовной зоне у линии сплавления со швом сварно­го соединения стали 0Х17Т толщиной 10 мм. выполнен­ного автоматической свар­кой под флюсом АНФ-6 про­волокой Св-08Х20Н9Г7Т.

Иная картина наблюдается в тон­колистовой стали 0Х17Т толщиной до 2—3 мм. Как показали опыты, сварные соединения этой стали как с аустенитно-ферритньш, так и. чисто ферритным швом, например, выпол­нение аргоно-дуговой сваркой воль­фрамовым электродом без присадки, в отличие от соединений толстоли­стовой стали, имеют высокую об­щую пластичность (угол загиба) и ударную вязкость в околошовной зоне.

При отсутствии титана или при He­

rn

достаточном его содержании <

< 8, ТОЧНее ПрИ TS7N < 7)["1 ВЬ1'

сокотемпературный нагрев (выше 900—950° С) и последующее быстрое охлаждение феррнтных сталей при­водит к резкому ухудшению общей коррозионной стойкости ме­талла и появлению склонности к межкристаллнтной коррозии. В околошовной зоне у линии сплавления со швом сварных со­единений таких сталей при воздействии сред повышенной агрес­сивности происходит избирательная коррозия (рис. 91). Коррозия этого металла в данных условиях имеет преимущественно меж - кристаллитный характер (рис. 92). Отпуск сварных соединений при температуре 760—780 С не только улучшает пластичность металла околошовной зоны, но и повышает его коррозионную стойкость [75].

Отрицательное влияние высокотемпературного нагрева и бы­строго охлаждения и благоприятное влияние последующего от­пуска при 760—780° С на коррозионную стойкость феррнтных сталей известно давно и. в настоящее время трудно определить первоисточник этих данных. Общеизвестным является благо­
приятное влияние титана на уменьшение склонности сталей к межкристаллитной коррозии после закалки от высоких темпе­ратур. Вместе с тем мнения о природе межкристаллитной корро­зии ферритных сталей весьма разноречивы. Основые теории, объясняющие склонность к межкристаллитной коррозии феррит­ных сталей после высокотемпературного нагрева и быстрого

Рис. 92. Коррозия металла око­лошовной зоны у липли сплав­лення со швом сварного соеди - ТІ

нення стали 1Х17Т ( g - = 3,5), выполненного дуговой сваркой, после кипячения в бО^-ной азотной кислоте 200 ч, Х200.

охлаждения, следующие: а) тео­рия выделения неравновесных бо­гатых железом избыточных фаз (карбидов) [251, 240, 239, 126]; б) теория образования при высо -

Рис. 91. Внешний вид поверхности образца сварного соединения стали Т1

1XT7T { q =3,5), выполненного ду. говой сваркой, после кипячения в 50%-иой азотной кислоте 200 ч.

ких температурах по границам ферритных зерен аустенитных прослоек, обедненных хромом, которые при охлаждении частично превращаются в мартенсит [110); в) теория механических напря­жений на границах зерен [250, 110]; г) теория обеднения границ зерен хромом вследствие выпадения карбидов [127, 126).

Согласно первой теории, при высокотемпературном нагреве 17%-ной хромистой стали по границам зерен образуется богатый углеродом аустенит. При последующем охлаждении аустенитные прослойки оказываются пересыщенными углеродом. В местах контакта аустенитных прослоек с телом ферритных зерен выпа­дают неравновесные (метастабнльные) карбиды типа (Сг, FebCa, обогащенные железом и поэтому легкорастворимые в агрессив­ной среде. При последующем отпуске происходит обогащение карбидов хромом — превращение нх в (Сг, FebsCe, вследствие чего коррозионная стойкость карбидов резко возрастает и сталь становится невосприимчивой к межкристаллитной коррозии.

Вторая теория предполагает образование ври высокотемпе­ратурном нагреве аустенитных прослоек по границам феррнтных зерен (межкрнсталлитного аустенита) вследствие растворения углерода и азота (сильных аустениэирующих элементов). Этот аустенит по сравнению с ферритом обеднен хромом, является нестабильным и при последующем быстром охлаждении частично или полностью распадается, превращаясь в мартенсит, вслед­ствие чего пассивность границ зерен снижается и сталь оказы­вается склонной к межкристаллнтной коррозии.

В работе [250] отвергается теория образования аустенитных (мартенситных) прослоек в 17%-ной хромистой стали и приво­дятся следующие экспериментальные данные. Сталь Х17Т с отно - Ti

шением содержания = 7 после высокотемпературной закалки не имела аустенитных (мартенситных) прослоек, однако оказа­лась восприимчивой к межкристаллнтной коррозии как в серно­кислом растворе медного купороса, так и в кипящей 65%-ной азотной кислоте. Такая же сталь с ^- = 9 после такой же термо­обработки не имела аустенитной фазы, однако проявила склон­ность к межкристаллнтной коррозии в кипящей концентрирован­ной азотной кислоте. Добавка кремния и ванадия в 17%-ную хромистую сталь предотвращает образование аустенита при вы­сокотемпературном нагреве, не оказывая, однако, влияния на восприимчивость к межкристаллнтной коррозии. Кроме того, минимальная температура нагрева, вызывающая восприимчи­вость к межкристаллнтной коррозии в сталях с 17—27% хрома, находится в пределах 925—1050° С, в то время как температура образования аустенитной фазы в сталях с 18% хрома и более значительно выше [252]. Основываясь на этом, некоторые иссле­дователи [250] считают несостоятельной аустеннтную гипотезу. Обнаружив избыточную фазу в закаленной от высоких темпера­тур и проявляющей склонность к межкристаллнтной коррозии ферритной стали, они выдвинули следующую гипотезу, объясня­ющую механизм межкристаллнтной коррозии высокохромыстых феррнтных сталей. При быстром охлаждении ферритной стали от высоких температур, при которых карбиды и нитриды раство­ряются в феррите, из пересыщенного углеродом и азотом ферри­та выпадает по границам зерен избыточная фаза (карбиды или нитриды), создающие в этих местах высокие напряжения, вслед­ствие чего границы феррнтных зерен становятся неустойчивыми против воздействия агрессивной среды. Отжиг при температуре 760—790® С снимает эти напряжения, сообщая стали первона! чальную устойчивость против межкристаллитной коррозии.

Исследуя коррозию ферритных сталей с различным содержа­нием титана после высокотемпературного охлаждения, эти же исследователи [250] пришли к выводу, что титан полностью не предотвращает межкристаллитную коррозию в этих сталях, а лишь повышает температуру нагрева, вызывающую восприимчи­вость к межкристаллитной коррозии, так как карбиды н нитриды титана растворяются в феррите при более высоких температу­рах, чем карбонитриды хрома. К таким же выводам несколько раньше пришли И. А. Левин, А. А. Бабаков, Э. В. Лютова [124].

Сторонники теории обеднения ферритных зерен хромом при выпадании избыточных фаз в процессе быстрого охлаждения и связанного с этим снижения пассивности пограничных зон зерен [125, 127, 128, 126] считают, что причиной появления вос­приимчивости ферритной стали к межкристаллитной коррозии, кроме обеднения границ зерен хромом, являются также неравно - весность выделившихся малостойких карбидов при быстром охлаждении от высоких температур, повышенное количество же­леза в этих карбидах, а также возникшие при этом напряжения. В зависимости от условий, вызывающих потерю коррозионной стойкости стали, каждый из этих факторов, по мнению исследо­вателей, может играть большую или меньшую роль в проявлении восприимчивости к коррозии.

Автор совместно с Д. В. Дидебулидэе [99] попытался исследо­вать природу межкристаллитной коррозии 17%-ных хромистых ферритных сталей (табл. 29) при помощи анализа электролити­чески выделенных карбидов, электронно-микроскопического ана­лиза границ зерен и измерения мнкротвердости.

Предварительно исследовали стойкость сварных соединений против общей и межкристаллитной коррозии по стандартной ме­тодике AM в состоянии после сварки и после отпуска при темпе­ратурах 650 и 770° С в течение 2,5 ч. Кроме сварных соединений, испытывали образцы сталей Х17, 1Х17Т и 0Х17Т после закалки в воду от 1250—1300° С с выдержкой 3—5 сек и 1 ч, а также после такой закалки и отпуска при 770° С. Опыты показали, что сварные соединения сталей 0Х17Т и 0ХІ7М2Т стойки против межкристаллитной коррозии, а в соединениях сталей Х17и 1Х17Т у линии сплавления со швом наблюдается этот вид коррозии. То же самое обнаруживается после кратковременного общего нагрева стали до 1250—1300°С (табл. 30). Увеличение времени высокотемпературного нагрева, значительно превышающего дли -

’ '' " '• = Таблица 29 Химический состав высокохромистых феррнтных сталей Марк» То™- Хи ический состав * Механи ческне с войств <= Мп Сг N1 Мо ТІ ТІ с кГ/мм1 я Г/мм1 Ф. кГ-м/см1 Х17 20 0,12 0.56 0,35 17,4 0,40 0 30,1 46,0 24,0 42,0 4,0 XI7 15 0,08 0,22 0,10 16,9 0,39 0 Не определялись 5,6 1Х17Т 10 0,12 0,58 0,41 16,5 0.98 0,41 3,5 36,5 47,9 25.1 54 4 0Х17Т 10 0.05 0,60 0.50 17,1 0,36 0,49 9.8 30,1 41,5 33,9 66,0 1,9 Х17М2Т 6 0,09 0,41 0,17 16,2 0,19 1.94 0.30 3,3 48,6 57,7 16,0 45,6 4.8

Таблица 30

Влияние режима термической обработки на состав карбидной фазы, микротвердость границ зерен и склонность к МКК стали Х17

Термическая обработка стали XI7	лнтная корро -	Содержание	карбида, %	Мняротвер -
Fc	с,
	Нет	0,249	0.508	178
Закалка от 1300°С, нагрев 3—5 сек.................................	Есть	0,137	0,289
Закалка и отпуск при 650°С.....................................	Слабая
	Нет
Закалка от ІЗОО^С, нагрев 1 ч............................................	Есть	0,033
Закалка и отпуск при 770°С.....................................	Нет	0,327

* Повышение мнкротзердости удалось выявить не иа всех границах зерен и с большим разбросом дан­ных Несколько возрастает микротвердость d теле ферритного зерна закаленной стали XJ7.

тельность термического цикла дуговой сварки в области опасных температур, вызывает склонность к межкристаллитной коррозии также стали 0Х17Т, несмотря на десятикратное отношение со­держания ^. Последнее подтверждает мнение о том, что тнтан лишь затрудняет растворение углерода (карбидов) в твердом растворе, предотвращая тем самым межкристаллитную корро­зию ферритной стали лишь после сравнительно кратковременно­го, например сварочного, нагрева и быстрого охлаждения.

Из данных табл. 30 видно, что по сравнению с исходным со­стоянием, когда сталь стойка против межкристаллитной корро­зии. после закалки от высокой температуры, сообщившей стали Х17 восприимчивость к такой коррозии, в карбидах меньшее количество не только хрома, но и железа. После отпуска закален­ной стали, ликвидировавшем восприимчивость к межкристаллит­ной коррозии, количество и хрома и железа в карбидах законо­мерно возрастает. Следовательно, не карбиды железа являются причиной межкристаллитной коррозии стали Х17 после высоко­температурного нагрева и быстрого охлаждения. Уменьшение количества выделившихся карбидов, повышение микротвердости и некоторое расширение границ ферритных зерен стали Х17 после закалки, при отсутствии заметных изменений строения границ зерен стали 0Х17Т после такого же термического воздей­ствия (рис. 93), при котором эта сталь сохранила стойкость против межкристаллитной коррозии, подтверждает мнение о том, что восприимчивость к межкристаллитной коррозии металла околошовной зоны ферритной стали обусловливается возникно­вением напряжений в решетке пограничных слоев ферритных зерен. При этом надо полагать необязательно образование аусте­нитных прослоек (а -*• 7 - превращение) в пограничных слоях ферритных зерен всех сталей этого класса в процессе нагрева и мартенситных превращений (у -*• .М-превращение) при после­дующем быстром охлаждении. Структурные изменения в погра­ничных слоях зерен и обусловленная этим склонность к межкри­сталлитной коррозии после высокотемпературного нагрева и быстрого охлаждения, по-видимому, возможны в так называе­мых полуферритных 17%-ных хромистых сталях при отсутствии или незначительном содержании в них других ферритизаторов, а также при наличии небольших добавок никеля либо при повы­шенном содержании углерода и азота. Подобное изменение структуры после воздействия сварочного нагрева и коррозионной стойкости обнаруживаются также в хромоникелевом ферритно - аустенитном металле типа 0Х21НЗТ н Х28АН [85, 89] и отсут­ствуют в 17%-ных хромистых сталях с титаном, ванадием или повышенным содержанием кремния, проявляющих вместе с тем

Рис. 93. Электронные микрофотографии границ зерен сталей, Х500-. а — XI7 после иагреиа до 1250—1300° С 3—5 сек я охлаждения в воде: 6 — то же и отпуск лрл 770 С 2,5 ч, в — 0X17T после нагрева До 1250—1300° С 3—6 сек и о. хлаждения в воде: г — то же и отпуск при 770° С 2,5 ч,

восприимчивость к межкристаллитной коррозии. Что касается образования напряжений в решетке пограничных слоев феррит - кых зерен, то для этого необходимо, чтобы углерод и азот, нахо­дящиеся в структурно-свободных карбидах (карбонитридах), при нагреве стали растворились в твердом растворе в количестве, значительно превышающем предел растворимости при комнат -

ной температуре, а при последующем быстром охлаждении ча­стично зафиксировались в нем в виде пересыщенного твердого раствора. Это уже само по себе создает перенапряженность, искажение решетки. Кроме того, вследствие резкого уменьшения растворимости углерода и азота в феррите с понижением темпе­ратуры они стремятся выделиться из твердого раствора в виде карбонитридов при охлаждении металла. Неполное выделение карбонитридов при быстром охлаждении, когда в какой-то мере сохраняется когерентная связь между атомами выделяющейся и материнской фаз, вызывает дополнительные напряжения вслед­ствие разности в междуатомных расстояниях решеток этих фаз. В условиях контактирования с жидкой агрессивной средой (электролитом) напряженные прослойки в микропорах с нена­пряженным металлом тела зерен являются анодами и быстро корродируют.

В отдельных случаях может также сказываться некоторое обеднение пограничных слоев феррнтных зерен хромом при зна­чительном выделении карбидов (карбонитридов), в результате чего разность электрохимических потенциалов между телом и пограничным слоем зерна повышается, и межкристаллитная коррозия усиливается. При этом степень обеднения и его эффек­тивность в электрохимическом растворении ферритного металла, по-видимому, значительно меньше, чем аустеннтного, так как скорость диффузии хрома, а следовательно, и выравнивание его концентрации по телу зерна, в первом случае во много раз выше, чем во втором. Несмотря на это, ускорение диффузии хрома в результате легирования молибденом и, следовательно, предот­вращения обеднения пограничных слоев зерен хромом при выде­лении карбидов играет определенную роль в повышении стой­кости против межкристаллнтной коррозии не только аустеннтного, но и ферритного металла. Только этим, по-видимому, объясняет­ся невосприимчивость к межкристаллнтной коррозии сварных соединений стали ХІ7М2Т в отличие от стали 1Х17Т с таким же отношением -£ (см. табл. 29).

Последующий высокий отпуск быстроохлажденной от высо­ких температур ферритной стали приводит к завершению выде­ления карбонитридов, разрыву когерентной связи между фазой выделения и материнской фазой и, следовательно, устраняет местные напряжения в решетке поверхностных слоев феррнтных зерен, а также выравнивает концентрацию хрома по телу зерна, т. е. ликвидирует причины межкристаллнтной коррозии.