Химических состав некоторых жаропрочных сталей

Аустенитные хромоникелевые стали предназначены для изготовления теплоэнергетических, химических и атомных установок, испытывающих совместное действие напряжений, высоких температур и агрессивных сред (лопатки газовых турбин, камеры сгорания, автоклавы, трубопроводы с жидким теплоносителем и т.п.).

Структура хромоникелевых сталей зависит от содержания С, Cr, Ni и скорости охлаждения. Углерод может находиться в твердом растворе (фаза внедрения) или в составе карбидов (карбонитридов) различной степени дисперсности.

Как видно из приведенной диаграммы (рис. 38), для сплава, содержащего 0,1 % С, возможны следующие превращения.

Рис. 38. Диаграмма состояния Fe–Cr–Ni–C стали 18-8

По достижении температуры, отвечающей точке 1, из жидкого расплава выпадают кристаллы первичного феррита (d–Fe). От точки 2 и ниже начинается выпадение кристаллов легированного аустенита, имеющего ГЦК-решетку g–Fe. При температуре, отвечающей точке 3, произойдет превращение d–g и сталь получит аустенитную структуру.

Далее в условиях медленного охлаждения при Т~900°С (точка 4) из аустенита начнут выделятся по границам зерен карбиды хрома, так как уменьшается их предельная растворимость в аустените (линия ESP). Поэтому ниже точки 5 (линия SK), вследствие уменьшения стабильности аустенита, будет выделяться и вторичным ферритом (g–a).

Сталь приобретает аустенитную структуру с расположенными по границам зерен вторичными карбидами и вторичным ферритом, упрочняющими металл.

При быстром охлаждении (закалке) с температур выше SE (точка 4) распад твердого раствора не успевает произойти и аустенит фиксируется в перенасыщенном неустойчивом состоянии, в металле фиксируется однородная аустенитная структура без карбидных внедрений и даже без внедрений вторичного феррита.

В таких случаях металл приобретает наиболее ценные свойства. Так, после закалки на аустенит от 1100-1150 °С стали характеризуются следующими свойствами:

· для сталей типа 18-10 – s_т > 200 МПа; s_в > 550 МПа; d > 45 %; y > 55 %;

· для сталей типа 25-20 – s_т > 300 МПа; s_в > 600 МПа; d > 33 %; y > 50 %.

Ударная вязкость хромоникелевых сталей составляет 2,8...3,2 МДж/м² при твердости металла не более НВ 160...170.

Химический состав Cr-Ni сталей оказывает решающее влияние на структуру металла шва (рис. 39).

Рис. 39. Псевдобинарная диаграмма Fe–Ni–C при Fe = 75 %

В стабильно-аустенитных сталях с соотношением Cr/Ni < 1,12 кристаллизация протекает путем выделения из жидкости g–твердого раствора до полного исчезновения жидкой фазы. При Crэ/Niэ < 1,3 в интервале Тл – Тс происходит последовательное выделение из жидкости двух твердых фаз: аустенита и междендридного эвтектического феррита, который образуется из последних порций жидкой фазы, обогащенных Сг и Ni по ликвационному механизму.

В условиях ускоренного охлаждения при сварке швы состоят из крупнокристаллической матрицы с остаточным ферритом в виде прерывающих выделений по границам дендритных ячеек.

Несмотря на наличие этого феррита, стали указанных составов претерпевают по существу однофазную кристаллизацию, что приводит к формированию крупных кристаллов со слабо развитыми осями второго порядка и со значительно развитой ликвацией.

Наиболее крупное кристаллическое строение имеет центр шва, куда в результате конкурентного роста вклинивается и прорастает ограниченное число кристаллитов.

При Cr_э/Ni_э > 1,3 наблюдаются принципиальные изменения в формировании шва.

Ведущей фазой при кристаллизации в этих сталях является феррит. Из него формируется осевая часть дендритных ячеек, где в результате ликвации меньше Ni. Этот феррит называется вермикулярным, т.е. преобладающим. Остальная часть жидкости образует g–твердый раствор.

В результате совместной кристаллизации феррита и аустенита образуются ячейки с весьма развитой дендритной формой и высокой дисперсностью. Кроме того, в междендритных пространствах, обогащенных Сг, образуется эвтектический феррит.

После замедленного охлаждения в швах этого состава сохраняется 5...6 % остаточного феррита. Остальной феррит преобразуется в аустенит в твердофазном состоянии. Такой шов приобретает однофазную структуру после аустенизации.

Наряду со структурным составом важным параметром строения шва является схема его кристаллизации. Сварка с большими скоростями приводит к образованию неблагоприятно высокого угла встречи между двумя растущими кристаллами, а сварка с малыми скоростями – к возникновению осевого кристалла, стыкующегося с двух сторон с двумя фронтами кристаллитов под большим углом.

Значительная разориентировка между осевыми и боковыми кристаллами увеличивает ликвацию по границам и плотность ростовых дислокаций. Наиболее благоприятная схема кристаллизации с изгибом кристаллов, при котором угол срастания кристаллов в центре шва близок к нулю.

В условиях многослойной сварки крупные кристаллы предшествующего слоя служат плоскими зародышами для последующего слоя, что приводит к транскристаллитному строению швов.

В зоне термического влияния стабильно-аустенитных сталей происходят следующие необратимые изменения:

– расплавление сегрегатов и неметаллических включений вдоль строчечных выделений с последующим образованием легкоплавкой карбидной эвтектики и трещин надрывом по периферии шва;

– образование d–Fe;

– коагуляция и растворение избыточных упрочняющих фаз;

– рост зерен в зоне нагрева выше 1000 °С, что приводит к разнозернистости и разупрочнению металла. Особенно неравномерно растет зерно в гомогенных сталях, находящихся перед сваркой в состоянии наклепа на 5...15 %.