Cтраница 3
И все же стабилизация отливок из аустенитных сталей титаном возможна и целесообразна. У отливок из стабилизированных сталей практически невозможно получить однофазную структуру, причем именно титан в наибольшей мере способствует образованию феррита. Кроме того, содержание феррита увеличивается с повышением температуры. Поэтому целесообразно осуществлять растворяющий отжиг при более низкой температуре, но при большей выдержке. Само собой разумеется, что у литой стали нельзя ожидать такого же стабилизирующего действия титана, как у стали, хорошо деформированной в горячем состоянии и подвергнутой термообработке. [31]
Известно, что стали типа 1Х18Н9 с содержанием углерода выше 0 06 - 0 08 % составляют группу нестабилизированных сталей, склонных к межкристаллитной коррозии после нагрева при критических температурах. Кривые, изображающие зависимости температура - время сенсибилизации показывают, что в случае сталей с высоким содержанием углерода для сенсибилизации требуется очень непродолжительный нагрев. Расположение этих кривых зависит не только от химического состава и прежде всего от содержания углерода, но и от обработки, предшествовавшей сенсибилизации. С увеличением температуры растворяющего отжига, а также с замедлением охлаждения с этой температуры, кривая сдвигается в сторону меньшей длительности сенсибилизации с одновременным расширением области склонности к межкристаллитной коррозии. Предварительный наклеп ведет не только к уменьшению времени до наступления сенсибилизации, но одновременно сужает область склонности к межкристаллитной коррозии. [32]
Ножевая коррозия возникает и у двухфазных нержавеющих сталей, у которых карбидный тип межкристаллитной коррозии, характерный для аустенитной стали, почти подавлен, и, несомненно, также связан с выделением третьей фазы. Исследованием скорости распада феррита в двухфазной стали было установлено, что а-фаза появляется не ранее, чем после 2-минутного нагрева при 850 С. При более низких температурах растворяющего отжига у образцов, отожженных при температурах выше 700 и даже 800 С, наблюдается только утолщение границ между аустенитом и ферритом за счет выделения на них карбидов. Перегрев до 1300 С и до более высоких температур ведет к значительным структурным изменениям уже при 600 С. При высоком содержании феррита в структуре выделение а-фазы протекает быстро и связано с сокращением объема феррита и появлением вторичного аусте-нита. [33]
Часто приходится встречаться со склонностью к межкристаллитной коррозии также и у сталей, хорошо стабилизированных сильными карбидобразующими элементами. В этом случае причиной межкристаллитной коррозии, появляющейся после нагрева при критических температурах, является предшествовавший перегрев стали, когда одновременно с растворением специальных карбидов происходит рост зерна. С ростом зерна уменьшается поверхность границ зерен. Если после охлаждения с более низких температур растворяющего отжига ( не выше 1100 С) карбиды образуются в виде прерывистых контуров по границам зерен, то после перегрева по границам зерен образуются мелкодисперсные карбиды, связанные в сплошную цепочку. Эта цепочка резко ограничивает увеличенные зерна, что благоприятствует процессу межкристаллитной коррозии. [34]
Предположение, что на первых стадиях выделения вторичной фазы существует метастабильный цементит [249], который и подвергается коррозионному разрушению, было опровергнуто идентификацией карбидов Ме23С6 при помощи электронной микроскопии и дифракционного анализа. То, что процесс выделения карбидов управляется не диффузией углерода, а диффузией хрома, подтверждается следующими данными. К этому можно еще добавить, что уже при нагреве до температур растворяющего отжига и более высоких, происходит дегомогенизация твердого раствора в результате внутренней адсорбции или образования феррита. [35]
Приведенные зависимости снова подтверждают, что широко применяемые ( подкритические) стабилизационные отношения недостаточны для стали, находящейся длительное время под влиянием критических температур. Для стали же с надкритической степенью стабилизации и эксплуатируемой при повышенных температурах существуют температуры или области температур ( tmax на рис. 64, с), которые не должны быть превышены, иначе нарушится их полная стабилизация. Несмотря на то, что диаграмма на рис. 64, с имеет полуколичественный характер, она помогает решить некоторые вопросы склонности стабилизированных сталей к межкристаллитной коррозии карбидного типа. Из расположения вспомогательных линий для различной степени стабилизации можно заключить, что температуры выше растворяющего отжига могут иметь существенное влияние на расположение области, в которой у стали проявляется склонность к межкристаллитной коррозии. [36]
При термообработке крупных изделий из аустенитной стали склонность к межкристаллитной коррозии может появиться и при сравнительно интенсивном охлаждении с температуры растворяющего отжига, так как скорость охлаждения падает с увеличением размеров изделия. Поэтому необходимо знать, сколько времени изделие больших размеров находится в области критических температур при охлаждении, а также и соответствующее содержание углерода, при котором уже не будет происходить выделение карбидов хрома по границам зерен. На рис. 54 показано также содержание углерода, ниже которого склонность к межкристаллитной коррозии уже не выявляется методом анодного травления в щавелевой кислоте. Отсюда следует, что для толстостенных изделий из нержавеющих сталей, если они должны быть по всему сечению абсолютно стойкими к межкристаллитной коррозии после растворяющего отжига, необходимо выбирать низкоуглеродистые или хорошо стабилизированные стали. [37]
Итак, стабилизированные стали должны содержать достаточное по отношению к углероду количество карбидобразующего элемента ( достаточная стабилизация), который должен связать углерод в специальные карбиды и этим сделать невозможным выпадение карбидов хрома. В этом случае стали ведут себя приблизительно так, как если бы они почти совсем не содержали углерода. Изделия, изготовленные с применением сварки из правильно стабилизированных сталей [226, 244], оказываются и без последующего отжига стойкими к меж-кристаллитной коррозии в зонах, подвергшихся термическому влиянию. Однако, при более длительных выдержках в условиях критических температур и стабилизированные таким образом стали становятся также в различной мере склонными к межкристаллитной коррозии в зависимости от степени стабилизации. Действительно, ранее было установлено, что растворяющий отжиг при температуре 1150 С уже может оказать влияние на стойкость стали с более низким содержанием титана и ниобия. При этой температуре еще не может произойти значительный рост зерна, поэтому увеличение количества карбидов хрома, выделяющихся по границам зерен в зоне термического влияния сварного соединения, нельзя в этом случае объяснить только уменьшением всей поверхности границ за счет роста зерна. Точно так же гипотеза о значительной поверхностной активности углерода по отношению к хромоникелевому аусте-ниту, основанная на современных представлениях о роли поверхностных слоев кристаллов твердого раствора при термообработке поликристаллических веществ и очень хорошо описывающая распределение углерода в аустените, не объясняет процесс освобождения связанного в специальном карбиде углерода во время растворяющего отжига при высоких температурах. Чтобы в поверхностных слоях аустенитных зерен могла повыситься концентрация углерода, прежде всего должна произойти диссоциация присутствующих в структуре карбидов титана, ниобия или тантала, а для этого углерод и карбидобразующий элемент должны перейти в твердый раствор. [38]
Итак, стабилизированные стали должны содержать достаточное по отношению к углероду количество карбидобразующего элемента ( достаточная стабилизация), который должен связать углерод в специальные карбиды и этим сделать невозможным выпадение карбидов хрома. В этом случае стали ведут себя приблизительно так, как если бы они почти совсем не содержали углерода. Изделия, изготовленные с применением сварки из правильно стабилизированных сталей [226, 244], оказываются и без последующего отжига стойкими к меж-кристаллитной коррозии в зонах, подвергшихся термическому влиянию. Однако, при более длительных выдержках в условиях критических температур и стабилизированные таким образом стали становятся также в различной мере склонными к межкристаллитной коррозии в зависимости от степени стабилизации. Действительно, ранее было установлено, что растворяющий отжиг при температуре 1150 С уже может оказать влияние на стойкость стали с более низким содержанием титана и ниобия. При этой температуре еще не может произойти значительный рост зерна, поэтому увеличение количества карбидов хрома, выделяющихся по границам зерен в зоне термического влияния сварного соединения, нельзя в этом случае объяснить только уменьшением всей поверхности границ за счет роста зерна. Точно так же гипотеза о значительной поверхностной активности углерода по отношению к хромоникелевому аусте-ниту, основанная на современных представлениях о роли поверхностных слоев кристаллов твердого раствора при термообработке поликристаллических веществ и очень хорошо описывающая распределение углерода в аустените, не объясняет процесс освобождения связанного в специальном карбиде углерода во время растворяющего отжига при высоких температурах. Чтобы в поверхностных слоях аустенитных зерен могла повыситься концентрация углерода, прежде всего должна произойти диссоциация присутствующих в структуре карбидов титана, ниобия или тантала, а для этого углерод и карбидобразующий элемент должны перейти в твердый раствор. [39]