ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ НА СТРУКТУРУ Н СВОЙСТВА ФЕРРИТНО-АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
Автор совместно с К. А. Ющенко и В. Г. Фартушным исследовал свариваемость нескольких ферритно-аустенитных сталей (табл. 63) [85, 86, 89, 100]. Было установлено, что исследованные ферритно-аустенитные стали, кроме стали Х28АН, отличаются большой склонностью к росту зерна при воздействии
Таблица 63 Химический состав исследованных ферритно-аустенитных сталей
|
сварочного термического цикла (рис. 122, 123 и 124). Наряду с ростом феррнтных зерен прн воздействии высокотемпературного нагрева возрастает общее количество феррита, а содержание аустенитной фазы уменьшается. Такое изменение соотношения феррита и аустенита в сталях этого типа после кратковременного высокотемпературного нагрева вполне объяснимо при рассмотрении диаграммы состояния хромоникелевых сплавов на базе 75% Fe (см, рис. 18). Согласно этой диаграммы, при длительном нагреве ферритно-аустенитной стали при температурах, близких к температуре плавления, она может стать полностью феррит -
ной. Последующим быстрым охлаждением фиксируется образовавшаяся структура.
При сварке вследствие кратковременного пребывания металла околошовной зоны при высоких температурах полное 7 -»■ a-превращение не происходит и поэтому в металле сохра -
Рпс 122. Микроструктура ферритно-аустенитных сталей н состоянии поставки, ХІ50'. а - 0Х21НЗТ; С - 0Х2ІН5Т; в - 1X2IH5T; г - 0X21H5D. |
няется некоторое количество аустенита. Вместе с тем размер зерна и количество феррита, а также ширина зоны перегрева зависят от погонной энергии сварки, соотношения количества структурных составляющих в исходном состоянии и чувствительности стали к перегреву (рис. 125). Наиболее значительный рост зерна и уменьшение аустенитной фазы наблюдаются в околошовной зоне сварного соединения стали 0Х21НЗТ (рис. 123,а). Сталь типа 21-5Т с содержанием 0,14% С (1Х21Н5Т), несмотря
Рис. 123. Микроструктура металла околошовной зоны у линии сплавления сварных соединений из сталей, X150: а — 0Х21НЗТ. 5600 кал/см; в —1Х21Н5Т, 4000 калісм; в —0Х21Н5Т, 3550 калісм; г - 0Х21Н5Б, 4500 калісм. |
Рис. 124. Микроструктура стали 0Х2Ш6М2Т а состоянии поставки (а) и в околошовной зоне (погонная энергия сварки 5600 кал/см), хЗОО.
на несколько большее количество в ней аустенита в исходном состоянии, более склонна к росту зерна и увеличению ферритной фазы при воздействии термического цикла сварки, чем сталь того же типа, но с меньшим количеством углерода (0Х21Н5Т, рис, 123,6, в). Аналогично сталям 1Х21Н5Т и 0Х21Н5Т изменяется структура в сталях 0Х21Н6М2Т (рис. 124) и 0Х18Н2Г8Т при воздействии сварочного нагрева. Значительно меньшей склонностью к перегреву (росту зерна) при сварке обладает сталь 0Х21Н5Б (рис. 123,г) и еще меньшей — . сталь Х28АН.
'w |
. |
||||||
•V |
|||||||
/ |
|||||||
2 |
|||||||
Л |
& |
— |
1Л/ HUUU DUWf д а
Поминая энергия сварки
Рис. 125. Графики влияния погон- иой энергии сварки на рост фер - . ритного зерна (пунктирные линии) ных соединений исследуемых ста - jt ширину участка крупного зерна лей при температуре до 700° С не (сплошные линии) а околошовной г 5 _ зоне сварных соединений из сталей: изменяет заметно МИКрострукту - /—0Х21НЗТ; 2—1Х21Н5Т, S — 0Х21НБТ; РУ МвТЭЛЛа ОКОЛОШОВНОЙ ЗОНЫ 4 0Х2ІВ5Б, (рис. 126,а). После выдержки в Ряс. (26. Микроструктура металла у линии сплавлення сварного соединения из стали 0Х21Н5Т в состоянии, ХІ50: а — после отпуска при 700° С 2,5 н; в — то же, прн 800° С 4,5 ч; в — то же, при 800° С 2.2 ч. |
Кратковременный отпуск свар -
течение 2,5 ч при температуре 750—800° С в феррите обнаруживается некоторое количество аустенита (т'-фаэы), причем я •—-превращение происходит в направлении от границ фер-
ритных зерен к их центру (рис. 126,6). С увеличением выдержки при температуре 750—800° С количество - фазы, выделившейся в феррите, возрастает, а повышение температуры отпуска до 850—900° С приводит к интенсивному (ускоренному и более полному) а — 7' - превращению (рис. 126,в).
Вследствие роста зерна н уменьшения количества аустенита наблюдается снижение ударной вязкости металла околошовной зоны в соединениях ферритно-аустенитных сталей (рис. 127).
ш |
-у'- |
При этом, чем более склонность стали к росту зерна, чем значительнее уменьшение количества аустенитной фазы при воздействии сварочного нагрева, тем значительнее снижается ударная вязкость металла. Вместе с тем при дуговой сварке ударная вязкость металла околошов - нон зоны соединений сталей типа 21-5 сохраняется достаточно высокой.
Рис. 127. Ударная вязкость металла в участках околошовной зоны свар’ ного соединения сталей: — 0Х2ІН6М2Т;
4 — ІХ21Н5Т.
5 — 0Х2ІНЗТ
Повторный длительный нагрев предварительно перегретого феррнтно-аустенит - ного металла может привести к еще большему охрупчиванию его.
Для анализа изменений микроструктуры и свойств ферритно-аустенитных сталей после высокотемпературного нагрева и последующего отпуска были проделаны следующие опыты. Заготовки из сталей 0Х21Н5Т нагревали в печи при температуре 550—900° С в течение 1 ч. В образцах, подвергнутых различной термической обработке, магнитометрическим методом определяли количество ферритной фазы и исследовали микрострук - туру. При этом были обнаружены изменения микроструктуры металла, аналогичные изменениям в околошовной зоне сварных соединений данной стали. На рис. 128 приведены графики изменения механических свойств исследуемой стали после различной термической обработки, а на рис. 129 — графики зависимости содержания элементов в карбидной фазе в стали 0X21Н5Т от температуры повторного нагрева (после закалки от 1350° С).
Из приведенных графиков следует, что повторный нагрев в интервале 550—700° С предварительно закаленной от высоких температур (перегретой) ферритно-аустенитной стали приводит к интенсивному ее охрупчиванию, несравнимо более сильному,
чем собственно сам по себе перегрев. Охрупчивание такого металла после отпуска обусловлено выделением сложных железохромотитанистых карбидов (рис, 129) и связанным с этим снижением стабильности аустенитной фазы, а также частичным Ї - Лї-превращеиием, Отметим, что аустенит стали 21-5 обла -
исходное После состояние кати СІ350Х |
Темпевотро опщско. |
Теипероти/ро нагрева, |
Рис. 129. Графики влияния температуры повторного нагрева в течение 1 ч на содержание железа, хрома и титана в карбидном осадке, электролитически выделенного из стали 0Х21Н5Т,
Рис. 126. Графики влияния температуры повторного нагрева в течение 1 ч предварительно закаленной от 1350е С (нагрев 5 мин) стали 0Х21Н5Т на ее механические свойства,
дает малой стабильностью даже в исходном состоянии (в состоя нии поставки).
При быстром охлаждении от температур 1000—1200° С кар биды фиксируются в твердом растворе (в данном случае преимущественно в аустенитной фазе), а при охлаждении от более высоких температур, когда в исследуемой стали количество аустенита резко уменьшается, происходит некоторое выделение кар бидов хрома и титана, несмотря на быстрое охлаждение металла. Это может быть объяснено весьма ограниченной растворимостью углерода в феррите, значительно меньшем, чем в аустените, количество которого вследствие перегрева резко уменьшилось.
Отмеченное термическое воздействие на металл и связанное с этим охрупчивание может быть при сварке на весьма мощных режимах (с большой погонной энергией) и при многократном исправлении дефектов и ремонте швов.
Испытания соединений на межкристаллнтную коррозию показали (табл. 64), что при соотношении в ферритно-аустенитной стали N11 Сг < 0,2 и Ті [ С< б, а также при уменьшении количе -
Таблица 64 Склонность металла околошовной зоны феррнтно-аустеннтных сталей к межкристаллитной коррозии в зависимости от количества ферритной фазы и температуры отпуска
|
• Учтено аустенитнэнрующее действие марганца. |
ства аустенитной фазы в околошовной зоне до 20% и менее в соединениях по лннин сплавления проявляется склонность к меж- крнсталлитной коррозии. Отпуск сварных соединений из сталей 0X21НЗТ н Х28АН при температуре 760—780° С и соединений из стали,
1Х21Н5Т при 850°С предотвращает I межкристаллитную коррозию металла | околошовной зоны.
Эти данные в сопоставлении с данными, изложенными в гл. IV, позволяют заключить, что проявление меж - Рнс ]30 УчастП! околошоа. кристаллитной коррозии сталей Х28АН ной зоны сварных соедине - н 0X21 НЗТ после высокотемпературно - пий из феррптно-аустенит - го нагрева обусловлено изменениями ных хромоникелевых сталей границ ферритных верен аналогично » “SSpT
изменениям в однофазной ферритной рованной азотной кислоте стали, а сталей 0X21Н5Т, 0Х18Н2Г8Т и хромоникельмолнбденовой и 1Х21Н5Т — изменениями корроэион - стали в серной кислоте, ной стойкости аустенитной фазы.
При длительной выдержке в концентрированной азотной кислоте при температуре выше 70° С в околошовной зоне соединений
из сталей типа 21-5 и 18-2-8, стабилизированных титаном, обнаруживается два участка с пониженной коррозионной стойкостью (рис. 130): первый, непосредственно примыкающий к шву и нагревающийся в процессе сварки при температуре выше 1000° С до плавления, и второй, расположенный на некотором расстоянии от шва и нагревающийся в интервале температур 500—800° С. Как показали испытания в кипящей 56%-ной азотной кислоте образцов из стали 0Х21Н5Т после на - грева в течение 2,5 ч при различных температурах, критической температурой для данного класса сталей является 600—650°С (рис. 131, кривая 1).
Можно полагать, что в участке околошовной зоны, удаленном от шва и нагреваемом в критическом интервале температур, понижение коррозионной стойкости металла обусловлено обеднением хромом пограничных слоев аустенитной фазы вследствие выделения карбидов, богатых хромом, а так -
Температура ногребо, ‘С ЖЄ ВОЗНИКНОВЄНИЄМ Напряжений В ре - Рнс. 131. Графики влияния ше™ твердого раствора и частичным температуры нагрева на кор - 7^ М-превращением пограничных СЛО - роэионную стойкость в ки - ев зерен.
пящей 56%-ной азотной кис - Визуальным осмотром поверхности и°0Х21 Н5БИ(2) испытанных образцов и металлографи -
и ческими исследованиями установлено,
что коррозионная стойкость участка, примыкающего к шву, значительно ниже, чем удаленного. Отпуск сварных соединений при температуре 850—900° С в течение 2— 3 ч повышает коррозионную стойкость примыкающего к шву участка и полностью восстанавливает стойкость второго.
Аналогичные участки околошовной зоны с пониженной коррозионной стойкостью в серной кислоте обнаруживаются в сварных соединениях стали 0Х21Н6М2Т.
Степень понижения коррозионной стойкости в первом участке околошовной зоны находится в прямой зависимости от продолжительности пребывания металла при высоких температурах и в обратной зависимости от скорости охлаждения от этой температуры, т. е. зависит от степени перегрева металла и количества карбидов, выделившихся при последующем охлаждении. О таком влиянии продолжительности высокотемпературного
нагрева и скорости последующего охлаждения свидетельствуют графики, приведенные на рис. 132.
Г' |
Sv. |
|||
г |
,2 |
|||
1 |
Рродолхительнкть погреба пси 1300‘С. ні>■ Рис. 132. Графики влияния продолжительности нагрева прн температуре 13б0° С и скорости последующего охлаждения стали 0Х21Н5Т на коррозионную стойкость ее в кипящей 65%-ной азотной кислоте:
Изменение коррозионной стойкости в тех же условиях испытания хромоникелевой стали 21-5, стабилизированной ниобием, после нагрева при различных температурах весьма незначительное (рис. 131, кривая 2). Коррозионная стойкость этой стали мало изменяется и при высокотемпературном нагреве, что обусловлено малой чувствительностью ее к перегреву.
На рис. 133 показана микроструктура металла околошовной зоны (участка у линия сплавления со швом) исследованных сварных соединений хромоникелевых сталей после испытания в азотной кислоте различной агрессивности и сварных соединений хромоникельмолибденовой стали после испытания в 10%-ной серной кислоте. Из рисунка видно, что прн длительном воздействии кипящей азотной кислоты высокой концентрации в сварных соединениях ферритно-аустенитных хромоникелевых сталей, стабилизированных титаном, в участке, примыкающем к шву, происходит избирательная (структурная) коррозия. То же самое наблюдается в сварном соединении сталей 0Х18Н2Г8Т при испытании в азотной кислоте той же концентрации и 0Х21Н6М2Т при испытании в 10%-ной кипящей серной кислоте. Коррозионному разрушению подвержена преимущественно аустенитная фаза, расположенная в виде сравнительно тонких прослоек между крупными зернами феррита. Чем крупнее зерно феррита, меньше количество и тоньше прослойки аустенитной фазы, а также чем меньше соотношение содержания титана к углероду в стали, тем интенсивнее и при меньшей концентрации азотной кислоты или при более низкой температуре развивается структурная коррозия. В соединениях стали 0Х21Н5Б этот вид коррозии отсутствует (рис. 133,е). Коррозия в этих соединениях равномерная в кипящей 65%- и 98%-ной азотной кислоте.
С точки зрения современной теории коррозии [4, 191, 17, 110] структурную коррозию в сварных соединениях и закаленных от высокой температуры образцах ферритно-аустенитных сталей.
стабилизированных титаном, можно объяснить разностью электродных потенциалов аустенита и феррита в этом металле, а также разностью поверхностей структурных составляющих в местах
контактирования с агрессивной средой. Согласно этой теории, в гетерогенном сплаве, представляющем в электролите многоэлектродную систему с несколькими катодами и анодами, преимущественно будет растворяться фаза, обладающая в данном электролите наиболее отрицательным электродным потенциалом, т. е. фаза, которая в этих условиях в работе с другими структурными составляющими будет анодом или при нескольких анодах будет наиболее эффективным анодом. Причем, чем больше отрицательный потенциал и меньше поверхность эффективных анод
ных участков, тем прн прочих равных условиях выше плотность тока на аноде, медленнее поляризуется катод и, следовательно, быстрее протекает электрохимическая коррозия активного анода.
шау участка сварных соединений пэ хромоннкелевых ферритно-аустелит - льмолибденовой стали, Х300: при температуре МТС; Є-0Х2ІН5Т в 60%-ноі 65%-воЯ кипящей HNOj. Ж-0Х21Н6М2Т В №%• |
HNOj прн 50“ С; г — то же. в )й HjSO* прв температуре 70° С; го же. в 10%-ной квпящеЛ HjSO,. |
Не имея практической возможности в настоящее время изме рить электродные потенциалы структурных составляющих метал ла в прилегающем к шву весьма узком участке, можно, однако предположительно сделать некоторые выводы в этом отношении исходя из неодинакового содержания хрома и разницы в разме рах поверхностей ферритной и аустенитной фаз исследуемого металла. Как следует из диаграммы состояния сплавов железо — хром — никель (см. рис. 18), феррит в сталях этого класса обогащен хромом и обеднен никелем, а аустенит, наоборот, обед -
Распределение элементов между структурными составляющими иэ ферритно -
Са * Примечание, - р - — отношение концентрации данного элемента |
йен хромом и обогащен никелем. При длительном нагреве двухфазного металла при температуре 1200° С и выше происходит выравнивание концентрации хрома и никеля между структурными составляющими [27]. Действительно, как показали опыты автора, проведенные совместно с К. А. Ющенко и И. Я. Дзыкови - чем (табл. 65), после высокотемпературного (сварочного) нагрева и быстрого охлаждения наблюдается тенденция некоторого выравнивания концентрации хрома, никеля, ниобия, титана между ферритной и аустенитной фазами. Причем, чем выше температура нагрева металла при сварке, т. е. чем ближе к шву расположен анализируемый основной металл, тем меньше концентрационная межфазная неоднородность по этим элементам.
в основном металле н в околошовной зоне сварных соединений аустенитных сталей
|
феррите (в a-твердом растворе) к концентрации в аустенпте. |
Однако вследствие кратковременности сварочного термического цикла разность в содержании элементов между фазами сохраняется даже в металле околошовного участка, который нагревается при сварке до наиболее высоких температур. Феррит содержит больше хрома, молибдена и титана и меньше никеля, чем аустенит. Вследствие этого в условиях сильной окислительной среды способность к пассивации и, следовательно, стойкость против коррозии аустенитной фазы хромоникелевого металла оказывается значительно меньше, чем феррита. В окислительных средах пассивирующая способность и, следовательно, коррозионная стойкость как аустенитной, так и ферритной стали, а также аустенитной и ферритной составляющих высоколегированной стали зависит полностью от содержания хрома [119, 189, 190, 146]. Интенсивному растворению аустенитной фазы, по-видимому, в данном случае способствуют также напряжения и пластическая деформация (наклеп) ее, возникшие в процессе высокотемпературного нагрева и последующего быстрого охлаждения металла вследствие разности в коэффициентах линейного расширения феррита и аустенита. Измерения показали, что микротвердость аустенитной стали Х18Н9Т составляет 210—230 кГ/мм2, а аустенитной фазы в околошовной зоне стали 0Х21Н5Т— 250— 270 кГ/мм2. Учитывая весьма незначительную разницу в химическом составе стали Х18Н9Т и аустенитной фазы стали 0Х21Н5Т, можно заключить, что увеличение микротвердости аустенита двухфазной стали обусловлено наклепом.
С целью приближенной оценки влияния химического состава, а также соотношения поверхностей контактирующих с агрессивной средой структурных составляющих иа их коррозию была применена методика моделирования [95]. Для этого исследовали работу двухэлектродного гальванического элемента феррит — аустенит в 56%-ной кипящей азотной кислоте. В качестве электродов, моделирующих структурные составляющие, использовали ферритную сталь Х25Т и аустенитную Х18Н9Т с одинаковым соотношением титана к углероду. Электроды из обеих сталей подбирали с таким расчетом, чтобы соотношение контактирую - . « - 12 4 6
ЩИХ поверхностей — было переменным И составляло у. у> у> у
и у- Общая (суммарная) поверхность всех пар электродов была при этом неизменной.
Результаты коррозионных испытаний и измерений представлены на рис. 134, из которого видно, что, несмотря на большее содержание хрома в феррите (стали Х25Т) по сравнению с аусте - нитом (сталью Х18Н9Т), имитирующих а - и Y - фазы в околошовной зоне, при соотношении между поверхностями 1 :1 скорости их растворения мало отличаются друг от друга. Этим, по-види - мому, объясняется повышенная коррозионная стойкость стали в состоянии поставки, когда количество и размер а - и у-фаз в ней примерно одинаковы.
Замеры стационарных потенциалов в течение 24 ч в кипящей 56% - ной азотной кислоте показали, что у обоих электродов (Х25Т и Х18Н9Т) значения потенциалов близки: у стали Х18Н9Т равен 1,025 в, а у стали Х25Т несколько сдвинут в положительную область п составляет 1,075 в. Это и обусловливает незначи
тельную разницу в потерях в весе аустенитного и ферритного электродов при равной их поверхности. Однако и в этом случае наблюдается работа элемента, о чем свидетельствует наличие коррозионного тока в электрической цепи между электродами.
Рис. 134. Графики влияния соотношения площадей поверхности ферритного и аустенитного электродов, работающих в макропаре в 56%-ной кипящей HNOj, ка плотность коррозионного тока в них (а) в скорость коррозии (б).
І |
Уменьшение поверхности аустенитной фазы приводит к значительному увеличению плотности коррозионного тока на аустенитном электроде. что, в свою очередь, обусловливает его интенсивное растворение. Так, если при соотношении площадей а : y = 1 : 1 потери в весе ферритного электрода составляют 0,10 г/м2 • ч и аустенитного 0,22 г/м3 • ч, то при а: Y =
= 10: 1 феррит растворяется со скоростью 0,5 г/м^-ч, а аустенит —
I I |
2,8 г/м2 ■ ч. Из этого следует, что в электрохимической системе феррит - аустенит благодаря меньшему содержанию хрома и меньшей поверхности, контактирующей с агрессивной средой, аустеннтная фаза в условиях воздействия сильной окислительной среды крепкой азотной кислоты) является олее эффективным анодом и больше растворяется, чем ферритные зерна.
Находящаяся в более активном состоянии аустенитная фаза в околошовной зоне расположена преимущественно в виде сплошной цепочки по толщине металла, в результате чего локальная (избирательная) коррозия вглубь металла усиливается.
Выше указывалось, что с увеличением содержания углерода в стали (с уменьшением соотношения Т1/С) структурная коррозия металла околошовной зоны усиливается; коррозия такого металла наблюдается при воздействии азотной кислоты несколько меньшей концентрации и при более низкой температуре. Очевидно, избыток углерода в стали приводит к дополнительному уменьшению содержания хрома в пограничных слоях аустенитной фазы вследствие выделения из a-твердого раствора карбидов хрома во время пребывания металла околошовной зоны в критическом интервале температур (800—500° С) при охлаждении
после сварки. В данном случае по сравнению со сталью типа 18-8 выделение карбидов хрома более вероятно, так как при высокотемпературном нагреве в стали типа 21-5 аустеннтная фаза дополнительно обогащается углеродом в результате уменьшения ее количества (растворимость углерода в феррите во много крат
SHAPE * MERGEFORMAT
Ґ |
“Л |
21 |
||||
1 |
||||||
800 |
||||||
;у |
||||||
V j А |
Рис. 135. Графики влияния концентрации кипящей азотной кислоты на величину коррозионного тока в макропаре основной металл — зона термического влияния стали 1Х21Н5Т:
1 — 654, HNOj: 2 — 56% HNOj; 3-40% HNOs; 4-20% HN03.
кочиеитооичя »щ, % Рнс. 13G. График влияния концентрации кипящей азотной кислоты на разность электродных потенциалов (ДЕ — Ei — Ei) между электродами, имитирующими основной металл и зону термического влияния стали IX2IH5T.
меньше, чем в аустените). Благодаря дополнительному обеднению хромом пограничные слои аустенитной фазы по сравнению со всей массой аустенита н, тем более, по сравнению с феррит - ными зернами становятся еще более эффективными анодами и поэтому интенсивно растворяются. Кроме того, с увеличением площади катодных участков (выделившихся карбидов) уменьшается омическое сопротивление системы и поляризация катода, возрастает коррозионный ток и растворение анода [4]. Оба эти фактора способствуют структурной коррозии металла околошов' ной зоны.
Опыты автора и его сотрудников [95] показали также, что отмеченное изменение структуры двухфазных сталей под воздействием сварочного нагрева обусловливает возникновение в сварном соединении, контактирующем с агрессивной средой, гальванической макропары — основной металл — зона термического влияния. Для количественной оценки коррозионных токов и скорости коррозии металла околошовной зоны в контакте с основным металлом исследовали электрохимическое поведение пары
Таблица 66 Влияние концентрации кипящей азотной кислоты на коррозию электродов макропары основной металл — зона термического влияния стали 1Х21Н5Т
Основной и талл. . . Зона терми
7,25 114,02
| 0,046
0,510
Кроме того, была измеря - на разность электродных потенциалов между этими электродами. Полученные экспериментальные данные приведены на рис. 135 и 136 и табл. 66 и 67.
Из этих данных видно, что в 20%-ной азотной кислоте. обладающей срав - веского нительно слабой окислительной способностью.
коррозионный ток и скорость коррозии исследуемых электродов практически одинаковы, что и наблюдается при испытании реальных сварных соединений. С повышением концентрации и соответственно окислительной способности кипящей азотной кислоты до 40% и более электрохимические свойства и скорость коррозии исследуемых электродов, соответствующих основному металлу и околошовной зоне данной стали, изменяются: возрастает коррозионный ток и усиливается коррозия анода, которым в данном случае является металл со структурой, аналогичной околошовной зоне.
Разница в коррозионной стойкости элементов макропары обусловлена различными электрохимическими свойствами ее составляющих в данной среде. При этом существенное влияние оказывает величина стационарного электродного потенциала металла. Измерения показали (рис. 136), что между элементами исследуемой макропары в азотной кислоте имеется значительная разница в электродных потенциалах ДЕ. Причем с повышением концентрации кислоты значение ДЕ между зонами сварного соединения возрастает аналогично скорости коррозии их.
В условиях контактирования различных металлов в агрессив -
электродов, имитирующих эти металлы. В качестве электрода, моделирующего металл околошовной зоны, использовали сталь 1Х21Н5Т, подвергнутую термической обработке, идентичной сварочному нагреву с погонной энергией примерно 6000 кал/см. Поверхность электрода, имитирующего околошовную зону, составляла 9,0 см2, а основного металла — 72 см2. Эти электроды испытывали в кипящей азотной кислоте различной концентрации в контакте между собой и раздельно.
нон среде, в том числе различных зон сварного соединения т. е. когда между ними протекают электрохимические процессы' коррозионное растворение менее стойкого металла значительно усиливается по сравнению с растворением его в изолированном виде— без контакта. Так, при раздельном испытании в кипящей 56%-ной азотной кислоте образцов из стали 1Х21Н5Т в состоянии поставки и той же стали, предварительно перегретой при высокой температуре, первый металл корродировал со скоростью 0,53 г/м2 • ч и второй — со скоростью 2,8 г/м2 • ч, а таких же образцов, но в контакте между собой — соответственно 1,05 г/м2 • ч и 7,25 г/м2 ■ ч.
Отсутствие структурной коррозии в околошовной зоне стали 0Х21Н5Б можно объяснить меньшей разностью поверхностей ферритной и аустенитной фаз в этом металле, а также несколько меньшей межфазной неоднородностью по хрому в нем. По-видимому, немаловажное значение имеет также преимущественное растворение ниобия в аустените (табл. 65), вследствие чего выделение карбидов из такого аустенита не столь опасно, как в случае стабилизации стали титаном подобно описанному выше благоприятному влиянию ниобия на предотвращение ножевой коррозии в сварных соединениях стали 0Х17Н5АГ9.
Коррозия околошовной зоны сварных соединений стали 0Х21НЗТ, имеющая вид межкристаллнтной, обусловлена, по-видимому, как обеднением аустенитной фазы хромом, так и изменениями в пограничных слоях феррнтных зерен (образованием напряженных прослоек) при высокотемпературном нагреве и быстром охлаждении. Поскольку количество аустенитной фазы в околошовной зоне весьма мало и она расположена в виде отдельных прерывистых прослоек (рис. 123.а), низкая коррозионная стойкость металла в данном случае, по-видимому, обусловлена изменениями на границах феррнтных зерен.
То же самое происходит и в сварных соединениях стали Х28АН, несмотря на малую изменяемость структуры при воздействии сварочного нагрева [85].
С уменьшением концентрации азотной кислоты или снижением температуры среды структурная коррозия околошовной зоны исследуемых сварных соединений ослабевает благодаря замедлению катодного н анодного процессов. С повышением температуры и концентрации азотной кислоты или при добавлении к последней более сильных окислителей кривая катодной поляризации хромоникелевой стали смещается в область более положительных потенциалов, а кривая анодной поляризации — в ме
нее положительную область [118]. Следовательно, с повышением температуры или концентрации окислительной среды, в том числе азотной кислоты, ускоряются катодный и анодный процессы, в результате чего коррозия металла усиливается. Естественно, что с понижением концентрации кислоты и температуры наблюдается обратное явление. Испытания, проведенные автором, показали, что в сварных соединениях стали типа 21-5 с соотношением Ti/C>6 структурная коррозия отсутствует в азотной кислоте следующих концентраций: до 30% при кипении, до 50% при температуре до 80° С и 55% при 50° С.
При длительных испытаниях (до 4400 ч) в производственных условиях, проведенных В. М. Брусенцовой, выяснилось, что в сварных соединениях стали 0Х21Н5Т в 47%-ной азотной кислоте прн температуре 80° С коррозия равномерная и общая коррозионная стойкость вполне удовлетворительная. В соединениях же стали 0Х21НЗТ с незначительным количеством аустенитной фазы в околошовной зоне (в участке, примыкающем к шву) обнаружили структурную коррозию (рис. 133,6) типа межкристаллнт - ной. При менее длительных испытаниях (240 ч) в лабораторных условиях в 50%-ной азотной кислоте при 70° С избирательная (структурная) коррозия в этих соединениях отсутствует (рис. 133,а).
Отпуск сварных соединений при температуре 900—980° С или закалка от 980—1050° значительно повышает коррозионную стойкость металла околошовной зоны, что объясняется уменьшением разницы между поверхностями ферритной и аустенитной фаз благодаря а -»■ - превращению, а также уменьшением наклепа аустенитной фазы. При этом в сварном соединении стали 0Х21Н5Т структурно-избирательная коррозия в 65°/о-ной кипящей азотной кислоте полностью отсутствует (рис. 137,а), а в соединении стали 1Х21Н5Т — значительно уменьшается (рис. 137,6) по сравнению с нетермообработанными сварными соединениями. Причем температура отпуска (закалки) 850° С для этого недостаточна (рис. 137,б).
Различная реакция на сварочный нагрев и последующую термическую обработку исследуемых двухфазных однотипных сталей с различным содержанием углерода подтверждает целесообразность снижения содержания углерода не только в аустенитных коррозионностойкнх сталях, но и в двухфазных ферритно-аустенитных. Поскольку термическая обработка крупногабаритных изделий практически неосуществима, из феррптно-аустенитных сталей, стабилизированных титаном, можно изготовлять изделия, работающие в средах, не вызывающих структурную коррозию соединений в состоянии после сварки.
Рассмотрим коррозию двухфазного металла в околошовной зоне сварных соединений стали 0Х21Н6М2Т. В отличие от окислительных сред таких, как азотная кислота, пассивирующая способность в которых аустенитной и ферритной сталей зависит
Рис. 137. Коррозия в кипящей 65%-ной азотной кислоте металла у линии сплавления со швом околошовной зоны сварного соединения из стали 0Х21Н5Т после закалки на воздухе от температуры 980° С (а) и соединений из стали 1Х2Ш5Т после закалки на воздухе от 980°С (6) и от 050' С (в), Х150 (сварка с погонпой энергией 6000 кал/см). |
от содержания хрома, в неокисляющих средах, в том числе в серной кислоте, коррозионная стойкость металла определяется главным образом содержанием никеля, молибдена, меди и других электроположительных элементов [191, 190]. В работе [230] показано, что в серной кислоте сталь, которая содержит больше хрома и меньше никеля имеет более отрицательный потенциал, чем сталь с более высоким содержанием никеля и меньшим — хрома. Из этих данных следует, что при испытании в серной кислоте двухфазного хромоникелевого металла (без молибдена) разрушаться должна преимущественно ферритная фаза, содержащая меньше никеля, чем аустенитная составляющая. Такой характер коррозии (вытравление феррита) в серной кислоте хромоникелевой ферритно-аустенитной стали наблюдали Т. Г. Кравченко, М. А. Веденеева и Ф. С. Раховская [117]. В нашем случае благодаря наличию молибдена характер коррозии в серной кислоте околошовного участка сварного соединения стали 0Х21Н6М2Т коренным образом меняется. Несмотря на несколько большее содержание никеля в аустените этого металла по сравнению с ферритом, низкая концентрация в нем молибдена (см. табл. 65), по-видимому, обусловливает более отрицательный электрохимический потенциал аустенитной фазы и меньшую пассивирующую способность в неокисляющей среде (серной кислоте) по сравнению с ферритной фазой. Благодаря этому в многоэлектродной микросистеме исследуемого металла (карбиды, феррит, аустенит) аустенитные прослойки являются в этой среде более эффективными анодами и интенсивно растворяются. При этом значительная разность в размерах поверхностей ферритной и аустенитной фаз, контактирующих с агрессивной средой, способствует ускорению структурной коррозии благодаря увеличению плотности коррозионного тока.
Таким образом, для уменьшения интенсивности электрохимических процессов в микроэлементах феррит-аустенит и, следовательно, предотвращения структурно-избирательной коррозии металла в прилегающем к шву участке околошовной зоны сварных соединений хромоникелевой двухфазной ферритно-аустенитной стали в условиях воздействия окислительных сред повышенной агрессивности и соединений хромоникельмолибденовой двухфазной стали в условиях воздействия неокислительных сред необходимо, чтобы количество структурных составляющих (феррита и аустенита) н определяемая этим поверхность их в металле были бы примерно одинаковыми или количество аустенита превышало бы количество феррита как в исходном состоянии стали, так и после воздействия термического цикла сварки. Для этого необходимо не только иметь в стали требуемое соотношение аустеннтизирующих и ферритизирующнх элементов и минимальное содержание углерода, но и модифицировать сталь с тем, чтобы уменьшить склонность ее к росту зерна и изменяемости количества структурных составляющих при воздействии сварочного термического цикла.
Согласно описанным выше экспериментальным данным автора и литературным сообщениям [182, 160], склонность ферритно - аустенитной и ферритной сталей к росту зерна при высокотемпературном нагреве сильно уменьшается при введении ниобия или азота. Исходя нз этого, автор попытался уточнить составы двухфазных хромоникелевой и хромоникельмолибденовой сталей с целью уменьшения их реакции на сварочный термический цикл [104]. Для этого были выплавлены и исследованы несколько опытных сталей указанных типов, модифицированных отдельно азотом, ниобием и совместно (табл. 67). Содержание никеля
Ж |
Химический |
состав, |
к |
Количе - феррита, |
|||||
С |
Мп |
S! |
Сг |
к. |
МО |
Nb |
N |
||
0Х21Н5Б . . . |
0,04 |
0,75 |
0,24 |
21,0 |
5,8 |
1,0 |
0,08 |
32 |
|
0Х21Н5АБ . . |
0,05 |
1,08 |
0,10 |
21,0 |
5,7 |
0,46 |
0,28 |
20 |
|
0Х2ОАН5 . . |
0,05 |
1,07 |
0,10 |
19,8 |
5 К |
0,24 |
10 |
||
0Х30АН9 . . |
0,06 |
1,10 |
0,38 |
30,8 |
8,4 |
0,23 |
21 |
||
0Х21Н6АМ2 |
0,04 |
0,50 |
0,29 |
21,4 |
7,0 |
2,3 |
— |
0,27 |
25 |
Таблица 68 |
Механические свойства опытных двухфазных аустенитно-ферритных сталей
|
в опытных сталях, кроме 0Х30АН9, было сохранено примерно таким, как и в сталях 0Х21Н5Т и 0Х21Н6М2Т. Для лучшей прокатываемое™ в жидкую сталь добавляли 1% церия (ферроцерия). После прокатки стали подвергали закалке в воде от температуры 1050° С. Механические свойства опытных сталей приведены в табл. 68. Микроструктура металла у линии сплавления со швом сварных соединений опытных сталей, сваренных с погонной энергией 4800— 5000 кал/см, показана на рис. 138.
Все опытные стали, содержащие азот, наряду с достаточно высокими прочностными характеристиками, особенно пределом текучести, обладают весьма высокой пластичностью. Стали с ниобием, несмотря на мелкозернистую структуру, и независимо от наличия азота имеют в два-три раза меньшую ударную вязкость по сравнению со сталями с азотом, но без ниобия. Азотосодержащие стали без ниобия сохраняют высокую ударную вязкость в околошовной зоне. Введение только ниобия уменьшает, но не предотвращает роста зерна в околошовной зоне, а ниобия совместно с азотом или только азота — сильно уменьшает рост зерна при воздействии сварочного термического цикла.
Как показали коррозионные испытания, металл околошовной зоны сварных соединений всех исследованных сталей стоек про
тив межкристаллитной коррозии прн испытании по методу AM. как в состоянии после сварки, так и после провоцирующего нагрева при 650° С в течение 2 ч, и против избирательной коррозии при испытании соединений нз хромоникелевых сталей в кипящей 65%-ной азотной кислоте и из хромоникельмолибденовой стали в кипящей 10%-ной серной кислоте.
Таким образом, для уменьшения склонности к росту зерна при воздействии термического цикла сварки и предотвращения структурно-избирательной коррозии в средах повышенной агрессивности металла околошовной зоны сварных соединений двухфазных ферритно-аустеннтных хромоникелевых и хромоникель -
молибденовых сталей целесообразно их легировать азотом в количестве 0,15—0,25%. В качестве заменителя стали Х18Н10Т целесообразно применять сталь 0Х21АН5 следующего состава' не более 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si; 20—22% Сг; 4,0— 5,0% Ni; 0,12—0,20% N; не более 0,025% S и не более 0,030% Р либо сталь 0Х21Н5АБ состава: не более 0,07% С; 0,4—0,8% Мп' до 0,7% Si; 20—22% Сг; 5,2—6,2% Ni; 0,12—0,20% N; 0,60— 1,0% Nb; не более 0,025% S н не более 0,030% Р. По-видимому, в ряде случаев для окислительных сред повышенной агрессивности найдет применение двухфазная сталь с более высоким содержанием хрома и, соответственно, никеля, например, сталь 0Х30АН9 следующего состава: до 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si; 29,0—31,0% Сг; 8,3—9,7% Ni; 0,15—0,25% N; не более 0,025% S; не более 0,030% Р. При увеличении содержания хрома более 30—35% до 50% необходимо в таком же количестве повышать и содержание никеля в сплаве.
Вместо стали Х17Н13М2Т целесообразно применять сталь 0Х21Н6АМ2 состава: не более 0,06% С; 0,4—0,8% Мп; до 0,7% Si; 20—22% Сг; 5,5—6,5% Ni; 1,9—2,6% Мо; 0,12—0,20% N; не более 0,025%S и не более 0,030% Р.
Таким образом, введение азота в нержавеющие аустенитные и ферритно-аустенитные, или аустенитно-ферритные стали и сварные швы целесообразно не только и даже не столько с точки зрения частичной замены н соответственно экономии никеля, а главным образом, с целью упрочнения металла при одновременном повышении пластичности и вязкости, а также, что не менее важно, с целью модификации сталей для уменьшения их реакции на сварочный нагрев и модификации сварных швов для повышения стойкости против образования горячих трещин н улучшения ряда других свойств. В ближайшее время азот в качестве легирующего элемента войдет в состав большинства нержавеющих сталей и сварочных проволок, особенно с весьма низким содержанием углерода.