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 Тол - Содерж ние элс витое. с „„ S! Or N1 ТІ ДР).ИС 0Х21НЗТ.................. 10 0,06 1,60 0,45 21,0 3,4 0,26 _ 0X21Н5Т 8 0,06 0,74 0,60 20,5 Л з 0,48 1Х21Н5Т.................. 10 0,14 0,58 0,50 21,4 л, а 0,80 0X21Н5Б 5 0,10 0,65 0,45 21,4 Л V 0,72 Nb 0Х21Н6М2Т.... 6 0,06 0,70 0,44 20,8 6,0 0,44 2,3 Мо Х28АН.... 2 0,14 0,61 0,42 25,7 1,64 0Х18Н2Г8Т.................. 6 0,08 7,40 0,20 17,9 2,30 0,28

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.

а б

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 Примерное колн - Межа исталлитнаа коррозия лошоввой зоне (AM) Марна Г., TI/C Nb/C Nl/Cr "ставкк зоне сварных иеинй і отпуска прн 650 “С отпуска при 850» С 0X2IH3T 10 4,3 0,162 30 Сл. Есть Нет Нет 0Х21Н5Т 8 8,0 0,258 55 30—35 Нет Нет ОХ18Н2Г8Т 6 3,5 0,335* 50 1X21Н5Т 10 5,7 0,247 60 10—15 Есть Есть Есть ОХ21Н5В 5 7,2 0,266 55 40—45 Нет Нет Нет 0Х21Н6М2Т 8 7,3 60 30-35 Х28АН 2 0 Не опре­деляли 20 15 20 Есть Есть Есть

• 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 - Содержание Марка стали Место исследования Сг N1 сварного соединения - С* Ст - т Се Ст 0Х21Н5Т Основной меіалл. , Околошовная зона на расстоянии 0,15 мм 21.4 16,2 1.32 3,5 6.0 0,58 Линия сплавления со 21,2 16,4 0,61 швом. ..... 21.7 17,6 1.24 0.82 0Х21Н5Б Основной металл. . Околошовная зона на расстоянии 0,26 мм 23,6 18.6 1,27 3,1 6,7 0,47 Лнння сплавления со 24.2 19,5 0.71 швом....... 22,3 20.4 1.10 4.8 5,2 0.92 0Х21Н6М2Т Основной металл. . Околошовная зона на расстоянии 0.35 мм 22,0 16,0 1,37 4.2 7,6 0,55 Линия сплавления со 20.0 16,0 Ш804 .......... 20,0 17,0 1,18 5.3 6.5 0.82 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 ----- Мо ті Nb г Са Cl • і Са Т | Сі т Са ст - - - 0,47 0,30 1,36 - - - - - - 0,39 0,29 1,35 - - - - - 0,49 0,33 1,26 - - - - - - - - нет 0,17 0 _ - - - - - нет 0,27 0 — _ _ _ _ 0,15 0,35 0,43 2.2 2Д 1,05 0,15 0,11 1,36 - - 2.5 1,4 1.78 0,26 0.21 1.24 - - - 2,2 1,4 1.58 0,20 0.17 1,18 - - -

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 Механические свойства стали о по линии Марка «т, кПмм‘ ■в. *ПМ* 5, % кГ-MjcxF ОХ21Н5Б 0Х21Н5АБ 0Х20АН5 ОХЗОАН9 41,7 48.9 44,3 59.9 63,9 80,8 77,6 83,0 36,3 45.5 56.5 36,7 53,5 68,8 74,1 69,8 9,1 12,0 35.0 17.0 8,7 10,0 26,2 Не определя - ОХ21Н6АМ2 40,8 70,4 44,4 62,8 18,1 Не определя -

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.