книги из ГПНТБ / Богачев И.Н. Структура и свойства железомарганцевых сплавов

стали типа 18-8. Из этой стали получают холодноката­ ную ленту, применяемую для изготовления высокопроч­ ных и легких конструкций. Ома метастабилыіа и при хо­ лодной обработке давлением изменяет свои магнитные свойства.

Сг—Мп—Ni стали больше, чем сталь 18-8, склонны к наклепу и сильнее упрочняются при деформации. Для стали 2Х13Н4Г9 необходима повышенная скорость охлаждения, так как она имеет склонность к межкри­ сталлитной коррозии. Сталь Х14Г14Н приобретает склонность к межкристаллитной коррозии при сварке и после нагрева в опасном интервале температур. Сталь Х14Г14НЗТ не склонна к межкристаллитной коррозии. Сг—Мп—Ni—N стали, содержащие 13—14% Сг, подвер­ гаются точечной коррозии в морской воде. После прово­ цирующего нагрева при 650° С в течение 3 ч наблюдает­ ся межкристаллитная коррозия и катастрофическое разрушение. Сталь с добавками 1—3% Nb имеет доста­ точную стойкость в морской воде в закаленном и отпу­ щенном состояниях.

Сг—Мп стали с 18% Сг обладают достаточно высо­ кой коррозионной стойкостью в ряде окислительных сред и в HN03. Испытания Сг—Мп сталей типа 18-8, 18-4 и Сг—Мп—Ni стали 18-8-4, закаленных с 1150—1100° С в воде, в атмосфере искусственных субтропиков и в мор­ ской воде показали, что эти стали обладают коррозион­ ной стойкостью достаточно высокой, но несколько мень­ шей, чем Сг—Ni сталь типа 18-8 [139]. Эти стали имеют

центрации. В кипящей HN03 стойкость Сг—Мп сталей низка. Присадка около 3% Ni к стали Х19Г9 при малом содержании углерода оказывает исключительно благо­ приятное влияние. Стали, содержащие 17—20% Сг, 3—4% Ni и 10—11% Мп, обладают удовлетворительной устойчивостью в кипящем растворе HN03 [142]. После нагрева до 600—800° С (2 ч) стали теряют коррозионную стойкость в кипящей HN03.

Основное направление в разработке нержавеющих сталей аустенитного класса с повышенным содержанием

хрома (17% и выше) состоит в комплексном их легиро­ вании марганцем, азотом и небольшим количеством ни­ келя. Разработаны и внедряются стали Х17Н4АГ9, 0Х20Г7АН6, Х17Н5Г9АБ, Х17АГ14, 0Х20Г10АН4, 0Х18Г12Н5АБ, а также магнитная высокопрочная сталь 25Х17Г15Н4АФ2 с карбонитридным упрочнением, обес­ печивающим 0т>800 Мн/м2 (> 8 0 кГ/мм2). По коррози­ онной стойкости эти стали занимают промежуточное по­ ложение между сталями Х17 и 1Х18Н9Т.

Во многих агрессивных средах, применяемых при производстве различных химических веществ, нержавею­ щие стали, содержащие марганец, могут работать впол­ не удовлетворительно. Сг—Мп—Ni стали типа 17-6-4 и 17-8-5 с азотом по коррозионной стойкости вполне экви­ валентны Сг—Ni сталям в условиях производства и хра­ нения органических кислот, эфиров, альдегидов, кетонов, фенола и т. д. В средах средней агрессивности (муравь­ иной, уксусной, щавелевой и других кислотах) при ком­ натной температуре стали с марганцем показывают та­

близки по стойкости к стали 18-8, а стали с 15—17% Мп имеют более низкую коррозионную стойкость. Добавка ниобия в стали Х17Н5Г9АБ и 0Х18Г12Н5АБ повышает сопротивление межкристаллитной коррозии. Такие ста­ ли рекомендуются для изготовления сварных конструк­ ций. Проверка стали Х17Г9Н5Б и Х18Н9Т в ряде хими­ ческих сред показала, что по коррозионной стойкости они эквивалентны.

Сг—Мп—Ni стали с азотом (18-9-5) при содержании <0,06% С, а также с ниобием могут найти широкое применение для сварного оборудования, работающего в агрессивных средах при температурах до 350° С (в част­ ности, для деталей энергетических установок, работаю­ щих в воде при температуре до 350° С). Сталь Х17Г9Н5АМ2 показала высокую коррозионную стой­ кость в промышленных условиях при длительности испы­ тания 6100 ч.

Таким образом, Сг—Мп и Сг—Мп—Ni стали с 12— 15% Сг могут найти применение в слабоагрессивных средах и как материалы, устойчивые против атмосфер­

ной коррозии. Cr—Mn—Ni стали, содержащие азот и

стали,стабилизированные ниобием.

Рис. 119. Кривые усталости стали 0Х15АГ13 на воздухе (римские цифры) и в 3%-ном растворе NaCl (арабские цифры):

/, / — гладкие образцы; //, 2 — образцы с круговой вы­ точкой радиусом 50 мм

Высокая динамическая прочность нестабильных ау­ стенитных Сг—Мп сталей в условиях концентрации на­ пряжений является отличительной чертой и существен­ ным преимуществом сталей этого класса по сравнению с аустенитными сталями типа 1Х18Н10Т. Одновременное действие внешнего напряжения и коррозионной среды определяет течение процесса, называемого коррозион­ ной усталостью. Как показали испытания (рис. 119), по уровню прочности в коррозионной среде нестабильные Сг—Мп стали близки к нержавеющим сталям. Коррози­ онноусталостная прочность образцов 20 мм набазебОХ ХЮ6 циклов для стали 0Х15АГ13М составила 200 Мн/м2 (20 кГ/мм2) для гладких образцов и 230 Мн/м2 (23 кГ/мм2) для образцов с круглой выточкой радиусом 50 мм (форма тора).

Агрессивность среды оказывает большое влияние па кавитационную стойкость сталей. На рис. 120 представ­ лены кривые кавитационного разрушения стали 50 после нормализации (212 НВ) и закаленной стали Х18Н10Т (146НВ) в средах с различными значениями pH. Макси­ мальная интенсивность кавитационного разрушения наб­ людается в кислых средах. По мере увеличения pH от

Рис. 120. Влияние pH среды на кинетику кавитационного раз­ рушения сталей:

а — сталь 50; б — сталь Х18Н10Т

1,0 до 6,5 скорость разрушения падает, что наиболее яр­ ко выражено для стали 50 (в 3—4 раза, см. рис. 120). Разрушение в этом случае развивается в результате на­ ложения интенсивного растворения металла и эрозии Большая стойкость стали Х18Н10Т, по сравнению со сталью 50, помимо различия в уровне механических свойств и в структуре, объясняется ее высокой коррози­ онной стойкостью.

С переходом от нейтральных сред к щелочным (рН > >6,5) кавитационная стойкость исследованных сталей возрастает. Повышение стойкости в щелочных средах обусловлено незначительным участием коррозионного фактора в разрушении, вследствие образования на по­ верхности металла пассивирующей пленки с высокими значениями плотности и силы сцепления с основой.

Кавитационное разрушение стали 50 в электролитах на основе соляной кислоты и на основе тетраоксалата калия с одинаковым значением рН =1,4 протекает раз­ лично. Более высокая интенсивность разрушения в пер­ вом случае связана, по-видимому, с тем, что соляная кислота оказывает депассивирующее воздействие на по­ верхность металла. Таким образом, при одинаковом зна­ чении pH скорость кавитационного разрушения стали выше в депассивирующей среде.

При изменении pH среды происходят значительные изменения в скорости и характере коррозионных процес­ сов на железе и стали. Ход коррозионного процесса во многом определяется как растворимостью образующих­ ся продуктов коррозии, так и возможностью возникнове­ ния защитной пленки.

Для кислых сред на основе соляной кислоты корро­ зия протекает с водородной деполяризацией. При увели­ чении концентрации кислоты (понижении pH) проис­ ходит резкое увеличение скорости растворения металла и снижение выносливости в условиях динамического воз­ действия среды [145]. В нейтральных и щелочных средах коррозионные процессы происходят с кислородной депо­ ляризацией. С переходом от кислых сред к нейтральным скорость коррозии резко падает, а выносливость повы­ шается. В области нейтральных сред скорость коррозии и выносливость мало зависят от pH. Большую роль в увеличении стойкости (по сравнению с кислыми среда­ ми) здесь играет защитная окисная пленка.

Ослабление кавитационного разрушения по мере перехода от нейтральных сред к щелочным обусловлено в основном наличием на поверхности металла в щелоч­ ной среде труднорастворимой тонкой, плотной, прочно связанной с основой пассивирующей пленки из окислов со шпинельной структурой. Участие коррозионного фак­ тора в разрушении становится незначительным.

Поверхностная пленка, образующаяся в нейтральной среде, имеет меньшую плотность и худшее сцепление с основой. При кавитационном воздействии она легко срывается с поверхности и не может служить эффектив­ ной защитой от разрушения.

Определенную роль в кавитационном разрушении ме­ талла при переходе от нейтральных сред к щелочным может играть изменение адсорбционных свойств среды.

Наличие в среде поверхностно активных элементов (гид- роксил-ионов) может вызвать понижение стойкости, свя­ занное с облегчением деформации и разрушения метал­ ла вследствие адсорбции гидроксил-ионов на его поверх­ ности. Вместе с этим наличие поверхностно активных элементов среды может изменить интенсивность кави­ тации.

С увеличением pH среды количество анионов ОН- , адсорбированных на металле, возрастает. С этим может быть связано некоторое понижение кавитационной стой­ кости стали 50 при уменьшении pH от 9,0 до 12,5 (см. рис. 120).

Итак, основной причиной усиления кавитационного разрушения в сильноагрессивных средах может считать­ ся активизация коррозионных и эрозионных процессов, связанная с их взаимным влиянием друг на друга и обу­ словленная спецификой кавитационного воздействия.

Существует мнение, что условия кавитационных ис­ пытаний на ударно-эрозионном стенде являются слиш­ ком жесткими и не реализуются при эксплуатации тур­ бин, поскольку при этих испытаниях нивелируется раз­ личие между нержавеющими и углеродистыми сталями, которое существует в условиях эксплуатации [146]. Предполагается, что это различие обусловлено значи­ тельно более высокой стойкостью пленки у нержавеющих сталей, чем у углеродистых. Таким образом, в условиях кавитационного воздействия слабой интенсивности боль­ шую роль приобретает коррозионный фактор.

По нашему мнению, снижение интенсивности меха­ нического фактора при испытании на ударно-эрозион­ ном стенде, как это предполагается в работе [146], имеет смысл лишь при сравнительных испытаниях ста­ лей, не обладающих высокой коррозионной стойкостью в данной среде. При испытании же коррозионностойких сталей такая методика не позволяет выяснить их разли­ чия в сопротивлении микроударному воздействию. Все применяемые нержавеющие стали, по данным подобных лабораторных испытаний, оказываются одинаково ка­ витационностойкими, а в реальных условиях эксплуа­ тации при неблагоприятных режимах работы турбины разрушаются от кавитационного воздействия. Разра­ ботка сталей, обладающих значительно более высокой эрозионной стойкостью, чем применяемые, возможна

личестве тем большем, чем выше требуемая от сплава жаростойкость) и никель или марганец.

В различных областях техники, где требуется обеспе­ чить длительную прочность при высоких температурах (например, для котлов мощных тепловых электростан­ ций), уже много десятилетий применяются аустенитные Сг—Ni стали типа 18-8. Они содержат 8—12% Ni, что делает эти стали дорогими; экономически выгодна за­ мена никеля другими элементами, способными обеспе­ чить требуемое сочетание свойств.

Возможность замены никеля марганцем в аустенит­ ных сталях является предметом исследований, имею­ щих более чем тридцатилетнюю историю. Большую роль в этой области сыграли исследования Ф. Ф. Химушина, А. М. Борздыки, а также американских и немецких уче­ ных [148]. В результате этих исследований появились новые Сг—Мп, Сг—Мп—Ni, Сг—Мп—N стали, пред­ назначенные для замены хромоникелевых сталей в раз­ личных областях техники.

Стали для работы при высоких температурах на ба­ зе марганцевого (Сг—Мп) аустенита пока получили ог­ раниченное распространение. Состав, строение и осо­ бенности поведения этих сталей при высоких темпера­ турах подробно рассмотрены в специальной литературе [148, 149], поэтому нет необходимости здесь подробно на них останавливаться. Установлено, что по линиям характеристик Сг—Ni и Сг—Мп аустениты приблизи­ тельно равноценны, а в отношении жаропрочности Сг— Мп аустенит превосходит Сг—Ni.

Более высокая жаропрочность Сг—Мп аустенита по сравнению с Сг—Ni не является неожиданной, если учесть своеобразие протекания процесса пластической деформации в никелевом и марганцевом и соответствен­ но в Сг—Ni и Сг—Мп аустенитах. Более высокая спо­ собность марганцевого аустенита к упрочнению при комнатной температуре, меньшая подвижность дисло­ каций в нем, обусловленная меньшей, чем у никелевого аустенита, энергией дефектов упаковки, проявляется, видимо, и при повышенных температурах, если они не превышают порога рекристаллизации. Так, более интен­ сивное упрочнение стабильного марганцевого аустенита наблюдалось в случае динамического нагружения при ■~400° С.

Процессы рекристаллизации протекают более интен­ сивно в марганцевом аустените. Так, сплав Г38 имеет более низкую температуру начала рекристаллизации, чем сплав Н36 (рис. 122). Эта разница особенно заметна при небольших степенях деформации: при прокатке со степенью обжатия 17% она составляет 50 град, а после 50% обжатия температура начала рекристаллизации

лодной деформации 50% (время отжига 1 ч)

для обоих сплавов одинакова. Однако и при больших сте­ пенях деформации марганцевый аустенит рекристаллизуется несколько быстрее никелевого, о чем свидетель­ ствует более узкий температурный интервал рекристал­ лизации и более интенсивное увеличение количества то­ чечных рефлексов на рентгенограммах при повышении температуры отжига (см. рис. 122.). Последнее являет­

сти скорости рекристаллизации для сплавов Г38 и Н36 в интервале температур 560—620° С, по сравнению с ни­ келевым аустенитом [357±21 Мдж/кг (85±5 ккал/г], свидетельствует о большей трудности зарождения и ро­ ста центров рекристаллизации в марганцевом аустените. Кроме того, температурная зависимость модуля нор­ мальной упругости (рис. 123) косвенно свидетельствует о более высокой силе межатомных связей у марганцево­