Количество - карбид - хром
Cтраница 1
Количество карбидов хрома после стабилизирующего отжига определяется разностью между исходным содержанием углерода в стали и пределом растворимости углерода в аустените при. Далее сталь ведет себя как стабилизированная с содержанием углерода, равным указанному пределу растворимости, при условии, что температура нагрева в эксплуатации ниже, чем при стабилизирующем отжиге. [1]
При увеличении времени изотермической выдержки стали в опасной зоне количество карбидов хрома на границах зерен увеличивается, в соответствии с этим возрастает и степень склонности стали к МКК. Однако через некоторое время выделение карбидов начинается и внутри зерна, причем доля таких карбидов во времени возрастает и впоследствии становится преобладающей. Появление карбидов внутри зерен в заметных количествах совпадает с началом торможения скорости МКК. Таким образом, при высоких температурах отпуска, а также длительных изотермических выдержках корреляция между количеством выделившихся карбидов и степенью склонности нержавеющих сталей к МКК нарушается. [2]
 |
Схема построения диаграммы. [3] |
При температурах несколько ниже точки К, в стали возникает склонность к межкристаллитной коррозии, хотя количество карбидов хрома заметно не изменяется. Поэтому точка / С и протяженность температурной области 5 позволяют количественно определить в координатах 1 / Т и log t склонность стали к межкристаллитной коррозии в зависимости от состава углерода во времени. [4]
Как было показано ранее, карбиды титана в аусте-нитной хромоникелевой стали начинают диссоциировать и переходить в твердый раствор уже при температуре выше 1000 С; при последующем нагреве или провоцирующем отпуске вначале выделяются карбиды хрома, а при повышении температуры и увеличении длительности нагрева происходит наиболее активное образование карбидов титана вследствие перераспределения углерода: при этом уменьшается количество карбидов хрома и увеличивается количество карбидов титана. [5]
Для стали типа 18 - 8 с 0 07 % С и 0 4 % Ti, закаленной с 900 - 1300 С, экспериментом было установлено, что при последующем нагреве при 600 С выделяется главным образом карбид хрома и лишь немного карбида титана. При 700 С выделяются одновременно карбиды хрома и карбиды титана, а при 800 С количество карбидов хрома становится меньше, а карбидов титана - больше. При стабилизирующей обработке при 850 - 900 С в аустенитной основной массе должны быть только карбиды титана, вследствие чего сталь не должна быть склонна к межкристаллитной коррозии после нагрева в опасном интервале температур. Однако присадка этих элементов отрицательно сказывается на качестве поверхности слитков, снижает общие антикоррозийные свойства металла, ухудшает его пластичность. В присутствии титана несколько снижается химическая стойкость стали в кипящей азотной кислоте. [6]
Для подбора соответствующих технологических режимов нагрева сплавов очень важно знать минимальное время Tmin отпуска, приводящего к появлению МКК. Следует отметить, что на склонность к МКК влияют не только температура отпуска, но и температура предварительной закалки. В сталях, стабилизированных титаном, при высоких температурах закалки возможно растворение карбидов титана, в результате чего увеличиваются содержание углерода в твердом растворе и количество карбидов хрома на границах при последующих отпусках в зоне опасных температур. [8]
При 600 С карбиды хрома из пересыщенного твердого раствора 7 образуются более интенсивно, чем карбиды ниобия, в результате чего на границах зерен, по-видимому, снижается содержание хрома, что и приводит к межкристаллитной коррозии. Скорость диффузии при этой температуре недостаточна для выравнивания перепада по хрому. При 700 С также наряду с карбидами ниобия выделяются карбиды хрома, но при этой температуре скорость диффузии хрома достаточно велика, чтобы не вызвать значительного обеднения границ зерен хромом. Кроме того, при такой температуре количество карбидов хрома увеличивается только до нагрева, в течение 100 ч, а затем они растворяются, так как увеличивается образование карбидов ниобия. В результате растворения карбидов хрома и диффузии углерода для образования карбидов ниобия в обогащенных хромом зонах выделяется о-фаза, вероятно, вследствие образования феррита. Из приведенных и других данных следует, что установленные для аустенитных нержавеющих сталей отношения титана или ниобия к углероду не обеспечивают достаточного сопротивления стали межкристаллитной коррозии после длительного нагрева ее в области определенных температур, так как в них не учитывается содержание азота, обычно составляющее не более 0 02 - 0 03 %, и необходимый запас титана или ниобия в твердом растворе. [9]
Ниобий также положительно влияет на повышение сопротивления ползучести 12 % - ной хромистой стали. Он также в течение первых 1000 ч уменьшает ударную вязкость, но затем она несколько повышается. В стали при старении образуются карбиды УИйазС6, NbC, VC. С повышением содержания ниобия количество ниобия, связанного в карбид типа NbC, увеличивается, а количество карбидов хрома и ванадия уменьшается. После длительного старения количество карбида ниобия практически не изменяется. [10]
 |
Влияние анодной поляризации на межкристаллитную коррозию отпущенной стали 2Х18Н9 ( 650 С, 2 часа в растворах для определения склонности к межкристаллитнои коррозии. [11] |
Травление границ увеличивается по мере того, как потенциал смещается в отрицательную сторону. У стали после 4-часового отпуска границы зерен начинают травиться только при потенциале 0 10 в. Травление границ зерен у стали, отпущенной в течение 30 мин. Такое различие в сте ени травления границ зерен авторы связывают с изменением количества карбидов хрома, выпавших на границах зерен в результате различной длительности отпуска стали. Процесс травления границ обусловлен изменением состава металла на границах зерен, и в первую очередь уменьшением содержания хрома. Вследствие этого потенциал пассивации границ резко приближается к потенциалу пассивирования железо-никелевого сплава, значение которого 0 51 в. Из этих исследований следует также, что в процессе анодной защиты вполне возможно устранение межкристаллитнои коррозии, если поддерживать значение потенциала стали положительнее потенциала активирования границ зерен. [12]
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. [13]
Резкое повышение коррозионной стойкости наблюдается при содержании в сплавах 12 - 13 % Сг. Такое количество хрома является минимальным для сплаво в, которые должны иметь повышенную коррозионную стойкость в атмосферных условиях, а также в окислительных средах. При увеличении содержания хрома до 18 %, или до 25 - 28 % наблюдается дальнейшее повышение коррозионной стойкости сплавов, но механические свойства их снижаются, особенно ударная вязкость. При содержании хрома свыше 16 - 18 % затрудняется сварка. Хрупкость в зоне сварного шва характерна для сплавов Fe - Сг, поэтому после сварки рекомендуется применять термическую обработку. Повышение содержания углерода в сплавах железа с хромом приводит к понижению их коррозионной стойкости, что связано с уменьшением содержания хрома в твердом растворе ( вследствие увеличения количества карбидов хрома при больших содержаниях углерода в сталях. [14]
Страницы: 1