Альфа фаза в аустенитных сталях

Обновлено: 23.04.2024

Сталь представляет собой сплав на основе железа. Углерод и другие компоненты стали могут образовывать с железом химические соединения и твердые растворы.

Химическое соединение — однородная система, имеющая определенный химический состав (качественный и количественный). Раствор — однородная система из двух и более компонентов, имеющих определенный качественный состав, свойства которой сохраняются в широком интервале соотношений компонентов. Фаза — однородная часть системы, отделенная от других ее частей поверхностью раздела, при переходе через которую химический состав и строение меняются скачком.

Основными фазами в системе железо — углерод являются феррит, аустенит и цементит.

Феррит — это твердый раствор углерода и других примесей п a-железе. Растворимость углерода в феррите нелегированной стали — 0,02%, то есть феррит — практически чистое железо. Максимальная температура существования феррита в нелегированной стали 723°С.

Аустенит — это твердый раствор углерода и других примесей в у-железе. Растворимость углерода в аустените нелегированной стали 2,14%. Легирование стали может изменить растворимость углерода в феррите и, особенно, в аустените. Аустенит, содержащий только железо и углерод, может существовать только при температуре выше 723°С. При комнатной температуре возможность его существования связана с растворением в нем дополнительных элементов.

Цементит (карбид железа) — это химическое соединение железа с углеродом, отвечающее стехиометрической формуле Fe3C. Цементит практически непластичен и обладает высокой твердостью. Помимо цементита в состав легированных сталей могут входить карбиды других, легирующих элементов.

Химическая природа феррита близка к природе аустенита, а у цементита она отличается от природы первых двух фаз (феррита и аустенита). Цементит обладает существенно более положительным электродным потенциалом, чем они. Присутствие в структуре феррита и цементита создает условия для возникновения электрохимической микронеоднородности, в которой роль микроанодов выполняет ферритная фаза. Создаются условия для появления коррозионных микроэлементов и протекания коррозии.

Помимо этих трех равновесных фаз в стали может присутствовать еще одна, неравновесная, — мартенсит. Он представляет собой пересыщенный раствор углерода в a-железе с высокой плотностью дислокаций. При нагревании мартенсит легко распадается на феррит и цементит, но тем не менее его существование в стали при невысоких температурах вполне возможно. Как фаза с высоким уровнем свободной энергии, мартенсит проявляет высокую химическую активность и легко растворяется в коррозионной среде. Обладает низкой пластичностью и высокой прочностью, очень склонен к коррозионному растрескиванию. Действующими нормативными документами не допускается использование стали с мартенситной структурой для изготовления оборудования, работающего в контакте с влажным сероводородом.

Различные сочетания размеров, формы и расположения фазовых составляющих определяют структуру сталей.

Для углеродистых и низколегированных конструкционных сталей характерны структуры, содержащие ферритную и цементитную фазы.

При охлаждении аустенита с высоких температур, при которых существование этой фазы является возможным даже при отсутствии легирующих элементов, происходит образование феррита, существующего при более низкой температуре. Поскольку растворимость углерода в феррите ниже, чем в аустените, избыточный углерод выделяется в виде карбида железа. В зависимости от скорости охлаждения в период распада образуются разные продукты превращения аустенита. При малой скорости охлаждения — равновесные смеси феррита и цементита. Они могут состоять либо из крупных зерен феррита и частиц цементита, распределенных в нем беспорядочно, либо из зерен феррита с включениями участков перлита. Перлит — это смесь примерно равных по величине частичек феррита и цементита, равномерно распределенных в системе. Перлит может быть зернистый (со сферическими частицами цементита) или, чаще, пластинчатый (частички феррита и цементита напоминают чередующиеся пластинки). При увеличении скорости охлаждения увеличивается дисперсность цементитных частиц. При этом в структуре могут, в конце концов, исчезнуть самостоятельные участки. Цементит в виде очень мелких частиц равномерно распределится по всему ферриту. Такая структура называется сорбитом. При дальнейшем увеличении скорости охлаждения возникает вероятность частичного растворения в растворе a-железа избыточного, по сравнению с развесным, количества углерода. Возникает структура, включающая как участки обычного феррита с распределенными в них частицами цементита, так и участки, в которых частицы цементита распределены в слабо пересыщенном растворе a-железа. Эта структура — троостит. В связи с очень высокой степенью гетерозности он обладает низкой коррозионной стойкостью. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения приводит к тому, что практически весь феррит оказывается пересыщенным углеродом, при чем содержание в нем углерода возрастает. Одновременно растет степень дисперсности частиц выделившегося углерода. Такая структура пересыщенного углеродом раствора a-железа с мелкодисперсными частицами цементита называется бейнитом. Поскольку бейнит более гомогенная структура, чем троостит (в нем нет участков феррита), его коррозионная стойкость выше, чем у троостита. При дальнейшем увеличении скорости охлаждения углерод практически полностью фиксируется в пересыщенном растворе a-железа. При этом наблюдается сильное искажение кристаллической решетки a-железа, возрастает плотность дислокаций. Такая структура называется мартенситной.

Чем менее равновесна структура, тем выше ее термодинамическая неустойчивость и тем более она склонна к коррозии. В связи с этим ферритная структура должна быть наиболее устойчива к любому виду коррозионного поражения, а мартенситная — наиболее неустойчивой. Ho термодинамическая устойчивость далеко не всегда определяет коррозионную стойкость стали.

Для нелегированных и низколегированных сталей в условиях, когда пассивное состояние металла не реализуется, стойкость к низкотемпературной общей коррозии зависит не только от степени равновесности металла, но и от гомогенности его поверхности, наличия и распределения участков, на которых могут протекать анодные и катодные процессы. При этом кинетические факторы могут оказаться даже превалирующими. Так, сталь 20 со структурой бейнита проявляет большую стойкость как к общей, так и к язвенной коррозии, чем эта же сталь с более равновесной преимущественно феррито-перлитной структурой (рис. 5.6-5.7).

В малоагрессивных средах у стали 20 со структурой бейнита более благородный потенциал, уже область активного растворения (рис. 5.6). В средах, провоцирующих язвенную коррозию, у бейнитной стали стационарный потенциал лежит в области активного растворения и она равномерно растворяется в коррозионной среде. У феррито-перлитной стали потенциал находится в области активно-пассивного перехода. Соответственно на ее поверхности в той же коррозионной среде появляются язвы (рис. 5.7).

Такая разница в поведении стали 20 в разных состояниях объясняется тем, что бейнитная структура хоть и является менее термодинамически устойчивой, чем феррито-перлитная, обеспечивает большую гомогенность поверхности.

Одна и та же структура может быть получена при разных условиях и характеризоваться как разной степенью неравновесности, так и разным уровнем гомогенизации. Соответственно и коррозионная стойкость одной и той же стали, с одной структурой, но разным состоянием фазовых составляющих, будет различной. Чем более пересыщен раствор a-железа, тем более искажена его кристаллическая решетка, выше плотность дислокаций и уровень микронапряжений.

Когда на стали 45Г2 путем разных термических обработок удалось создать примерно идентичные структуры (феррито-перлитная смесь), отличавшиеся друг от друга плотностью дислокаций, уровнем микронапряжений, размерами карбидных включений и межкарбидных расстояний, то оказалось, что и коррозионная стойкость стали в полученных состояниях разная (табл. 5.1, рис. 5.8).

В ряду «термомеханическая обработка + высокий отпуск —> закалка + высокий отпуск —> изотермическая обработка + высокий отпуск» структура становится все более равновесной: плотность дислокаций и уровень микронапряжений падают. Что касается гомогенности структуры, то она несколько выше при термомеханической обработке (карбиды мельче, меньше расстояния между ними). Ход анодных поляризационных кривых (рис. 5.8) свидетельствует о том, что анодный процесс в указанном ряду протекает все менее активно: кривые сохраняют одинаковый наклон, но расстояние их от оси абсцисс увеличивается. Возрастает анодная поляризация, следовательно, стойкость металла к коррозии увеличивается.

При увеличении продолжительности отпуска нормализованной стали равновесность структуры резко возрастает (уменьшается плотность дислокаций и уровень микронапряжений), наблюдается существенное увеличение размеров карбидов, и, следовательно, увеличивается микрогетерогенность структуры. Ho и здесь влияние степени равновесности структуры является превалирующим, по мере увеличения продолжительности отпуска интенсивность анодного процесса уменьшается, а с ней возрастает стойкость к коррозии (рис. 5.8, б).

Таким образом, на стойкость металла к общей и язвенной коррозии влияют его структура, плотность дислокаций и уровень микронапряжений в нем, а также степень гомогенизации карбидной фазы. Чем более равновесен и гомогенен металл, тем лучше он сопротивляется обшей коррозии и менее склонен к язвенному поражению при прочих равных условиях.

Некоторое влияние на стойкость металла к общей низкотемпературной коррозии оказывает величина зерна. Граница зерна является участком скопления дислокаций и менее устойчива термодинамически, чем тело зерна. Крупнозернистая структура, как правило, хуже противостоит коррозии, чем мелкозернистая.

При рассмотрении влияния характеристик стали на ее коррозионную стойкость следует иметь в виду, что стойкость к общей низкотемпературной коррозии в значительно большей степени зависит от химического состава стали, чем от ее структуры. Именно введение легирующих элементов в металл позволяет ему в ряде случаев достигнуть пассивного состояния. Для высокотемпературной коррозии приоритетно влияние не структуры, а химического состава: он, как правило, определяет характер и защитные свойства пленок продуктов коррозии.

Мы не случайно не рассматриваем здесь вопросы стойкости аустенита к коррозии. Без весьма существенного легирования он не может существовать ни в условиях работы заводского оборудования, ни при более низких температурах, например, комнатной. При достаточной степени легирования температура распада аустенита может стать ниже комнатной. Тогда аустенит сохраняется при низкой температуре, и сталь становится чисто аустенитной. Если температура распада аустенита не намного превышает комнатную, то структура стали аустенитно-ферритная. В зависимости от температуры распада аустенита сталь может также содержать другие продукты распада (как правило, мартенсит и сорбит). Ho в любом случае и структура, и стойкость сталей аустенитного, аустенито-ферритного и аустенито-мартенситного классов к общей коррозии определяется, главным образом, их химическим составом. При близком химическом составе структура аустенита обладает более высокой коррозионной стойкостью, чем структура феррита, за счет более высокой стойкости решетки у-железа.

Стойкость сталей к питтинговой коррозии определяется, помимо характера среды, свойствами пассивной пленки на поверхности стали. Если пассивное состояние не характерно для структуры, она не склонна к питтинговой коррозии. В большей степени, чем структура, на склонность к питтинговой коррозии оказывают влияние химический состав стали и металлургические факторы (неметаллические включения). Поскольку в ряде случаев наблюдается сегрегация включений по границам зерен, крупнозернистая структура, для которой сегрегация включений более характерна, представляет большую опасность с позиций питтингообразования, чем мелкозернистая. У структур с крупным зерном потенциал питтингообразования более отрицателен, чем у мелкозернистых. Скопления дислокаций сказываются на опасности питтингообразования в меньшей степени, чем скопления неметаллических включений.

Межкристаллитная коррозия также характерна лишь для структур, на которых образуется пассивная пленка. На склонность к MKK влияет химический состав стали и размер зерна. С увеличением размеров зерна склонность к MKK возрастает, т.к. обшая протяженность границ уменьшается, и соответственно усугубляется обеднение границ зерен хромом. При одинаковом содержании углерода в металле с крупнозернистой структурой на единице протяженности границы скапливается больше углерода и соответственно больше хрома связывается им в карбиды.

Весьма существенное влияние оказывает структура стали на стойкость к коррозионному растрескиванию. Для нелегированных и низколегированных сталей характерно сероводородное и щелочное коррозионное растрескивание. Оба вида разрушения сопровождаются наводороживанием и охрупчиванием металла, которое особенно существенно при СКР; при ЩКР охрупчиваетси лишь зона предразрушения. Рассматривая стойкость нелегированных и низколегированных сталей к CKP и ЩКР, следует учитывать, что по мере повышения скорости охлаждения аустенита все больше избыточного по сравнению с равновесным количеством углерода остается в решетке а-железа. За счет этого решетка все больше искажается, уровень напряжений в ней все больше возрастает, увеличивается количество (плотность) дислокаций. С повышением плотности дислокаций металл все сильнее сопротивляется сдвиговым процессам при деформации. Прочность металла растет, а способность к пластической деформации падает, соответственно увеличивается вероятность хрупкого разрушения. В связи с этим в наибольшей степени сопротивление развитию трещины, в том числе коррозионной, оказывает структура сорбита, наименьшее— мартенсита. Структура феррита и феррито-перлитная смесь, хоть и обладают высокой пластичностью, характеризуются низкой прочностью, т.е. для их разрушения достаточно небольших растягивающих нагрузок. Поэтому эти структуры оказываются менее стойкими, чем структура сорбита с оптимальным сочетанием пластичности и прочности.

Следует учесть, что CKP и ЩКР (в меньшей степени) сопровождаются существенным наводороживанием. Проникший в металл водород диффундирует к наиболее неравновесным участкам структуры. К ним относятся, в первую очередь, участки с повышенной плотностью дислокаций. Водородные атмосферы как бы блокируют дислокации, препятствуя их движению при деформации. Это одна из основных причин увеличения хрупкости стали при наводороживании. Чем большая плотность дислокаций характерна для структуры, тем в большей степени сказывается наводороживание на склонности стали к развитию хрупкого разрушения. Следовательно, структуры, которые и без водорода склонны к развитию трещины, в условиях воздействия коррозионной среды, способствующей прониканию водорода в металл, в еще большей степени будут подвергаться растрескиванию. Это еще одна причина того, что структура мартенсита оказывает минимальное сопротивление CKP и ЩКР. Следующим фактором, влияющим на склонность к CKP и ЩКР, является величина зерна. В крупном зерне скопление дислокаций по границе зерна больше, чем в мелком: на одну и ту же площадь приходится меньшая протяженность границ. Поэтому для крупнозернистой структуры характерно большое скопление водорода по границам зерен, которое вызывает увеличение уровня микронапряжений в решетке и создает дополнительные условия для развития трещин. Мягкая пластичная аустенитная структура оказывается не склонной к развитию CKP и ЩКР.

Хлоридное коррозионное растрескивание, характерное для сталей аустенитного и аустенито-ферритного классов, в значительно меньшей степени связано со структурой металла и развивается по электрохимическому механизму. Роль структуры связана здесь с воздействием скоплений дислокаций и других дефектов под пассивной пленкой под действием внешних растягивающих напряжений на саму пленку, вследствие чего в ней образуются дефекты. Повышенная дефектность пленки наряду с локальной адсорбцией активатора и действием внешней растягивающей нагрузки в конечном итоге ведет к развитию трещины в вязком металле. Поэтому на склонность к XKP должна оказывать влияние плотность дислокаций в структуре и величина зерна. Крупнозернистая структура хуже сопротивляется ХКР, чем мелкозернистая, поскольку, как указывалось выше, в крупнозернистой структуре по границам зерен возникают существенные скопления дислокаций.

Таким образом, фазовое и структурное состояние сталей в большей или меньшей степени влияет на стойкость сталей практически ко всем видам коррозии.

Альфа фаза в аустенитных сталях

Различные явления, характерные для однофазных ферритных и аустенитных сталей: «475°-ная хрупкость», образование σ-фазы, мартенситное превращение, дисперсионноe твердение (карбидное и интерметаллидное) могут происходить в структурных составляющих двухфазных сталей феррито-аустенитного класса. В процессе нагрева происходит перераспределение легирующих элементов между фазами, что не может иметь место в однофазных сталях и что накладывает особый отпечаток на кинетику фазовых превращений. В зависимости от различного соотношения феррито- и аустенитообразующих элементов и различного распределения их в структурных составляющих степень стабильности твердых растворов — феррита и аустенита — является различной, и это определяет развитие одних и подавление других процессов.
В феррито-аустенитных сталях, как правило, ферритообразующих элементов больше в феррите, чем среднее содержание их в стали. Наоборот, аустенитообразующих элементов больше в аустените.
«475°-ная хрупкость». Процессы, известные под названием «475°-ная хрупкость», являются характерными для ферритных высокохромистых сталей. Они вызывают повышение твердости, снижение ударной вязкости, электросопротивления и, в ряде случаев, коррозионной стойкости.
Явление «475°-ной хрупкости» может происходить и в ферритной фазе феррито-аустенитных сталей, что ограничивает применение этих сталей температурой 400°С.
Изучению кинетики и природы этого явления посвящено значительное количество исследований советских и зарубежных авторов, однако до последнего времени природа этого явления не совсем ясна.
Из соответствующих гипотез можно выделить две, связанные: первая — с распадом α-твердого раствора, вторая — с образованием упорядоченных структур.
До последнего времени наиболее распространенной была гипотеза о распаде α-твердого раствора при 475°С. Причем одни авторы считали, что распад происходит без выделения фаз: в результате перегруппировки атомов образуются комплексы, богатые хромом. Искажения кристаллической решетки приводят к возникновению напряжений, которые и обуславливают изменение свойств. Другие авторы придерживались иной точки зрения: распад α-твердого раствора происходит с образованием богатых хромом метастабильных фаз. Причем некоторые из них считали, что мри этом возникает σ-фаза (последнее является маловероятным, по скольку 475°-ная хрупкость не сопровождается изменением магнитного насыщения, так как σ-фаза немагнитна, и возникновением новых характерных линий по рентгенограмме). Другие авторы полагали, что это промежуточные фазы, предшествующие образованию σ-фазы. Взаимодействие фаз и матрицы создает большие напряжения, приводящие к хрупкости.
В работах последних лет с применением более тонких методов физического эксперимента было показано, что хрупкость при 475°С связана с образованием упорядоченных структур определенного химического состава. В работе Taкеда и Нагаи приводятся данные об образовании в высокохромистых сталях сверхструктур типа FeCr (3 метастабильные ферромагнитные сверх-структуры Fe3Cr, FeCr и FeCr3). Процесс упорядочения при 475°С они противопоставляют процессу образования σ-фазы из неупорядоченного твердого раствора при более высоких температурах (800°С).
Наиболее убедительные и полные данные о природе 475°-ной хрупкости приведены в работе Окенко А.П., изучавшей кинетику образования и причины «475°-ной хрупкости» высокохромистых сталей Х25Т и Х28. Уже двухминутная выдержка при температуре 475°С приводит к повышению порога хладноломкости, понижению ударной вязкости, удельного электросопротивления. Наличие парных дислокаций на электронных микрофотографиях и сверхструктур типа Fe3Cr на нейтронограмме свидетельствуют об упорядочении твердого раствора. Упорядочение сопровождается увеличением параметра решетки α-фазы с 2,874 до 2,876 А.
При длительных выдержках упорядочение исчезает в связи с расслоением твердого раствора феррита и образованием фаз, имеющих ОЦК-решетку и содержащих хрома в 2 раза больше, чем в твердом растворе.
Таким образом, охрупчивание высокохромистого феррита при 475°С вызывается на ранней стадии упорядочением твердого раствора с образованием сверхструктуры, на более поздней стадии — распадом (расслоением) твердого раствора с образованием богатых хромом комплексов. Такое объяснение позволяет объединить имеющиеся в литературе противоречивые данные по этому вопросу.
Поскольку «475°-ная хрупкость» является недостатком ферритных и феррито-аустенитных сталей, то возникла необходимость избежать ее в технологические процессах при производстве сталей В связи с этим на заводе «Красный Октябрь» была снижена температура травления с 490 до 330° С и тем самым устранены условия охрупчивания стали. Надо иметь в виду, что травление является последней операцией перед поставкой стали.
Процессы, вызывающие 475°-ную хрупкость, обратимы. кратковременный нагрев до температуры 600—800° С с последующим охлаждением в воде восстанавливает пластичность, утраченную в результате 475°-ной хрупкости.
Образование σ-фазы. Высокотемпературная хрупкость в интервале 600—800° С ферритных, феррито-аустенитных и аустенитных сталей связана с выделением хрупкой немагнитной интерметаллидной σ-фазы.
По диаграмме состояния железо-хром образование σ-фазы начинается при концентрации хрома около 25%. Впервые обнаруженная в железохромистых сплавах в 1927 году Бейном и Гриффитсом как «хрупкая составляющая» σ-фазы с тех пор довольно широко изучена в различных сплавах. Имея переменный состав, она лишь приблизительно отвечает составу соединения FeCr, так как может растворять до 35% марганца, до 15%) молибдена, до 10% никеля и до 0,016% углерода. σ-фаза имеет тетрагональную решетку с 30 атомами на ячейку и параметрами а = 18,800, с = 4,544 А.
Известно, что присутствие кремния, марганца, молибдена и титана приводит к расширению области существования σ-фазы как по концентрации хрома, так и по температуре образования.
Николсон и Шортслив показали, что в промышленных сплавах не только специальные добавки (например, молибден) влияют на границы образования σ-фазы, но также и необходимые постоянные примеси, как кремний, марганец. Николсоном были получены данные о влиянии никеля на границу образования σ-фазы. По мере увеличения содержания никеля образование σ-фазы наблюдается при более высоких содержаниях хрома. Так, при содержании 8% никеля достаточно 18% хрома, а при содержании 20% никеля необходимо уже 21% хрома.
В отличие от никеля марганец, наоборот, способствует образованию σ-фазы при более низких концентрациях хрома (рис. 8).

В ряде работ отмечалось, что образование σ-фазы в процессе старения сопровождается уменьшением магнитной проницаемости, объема, ударной вязкости и интенсивным повышением твердости. Однако практическое использование высокой твердости таких сталей затруднено ввиду охрупчивания металла. Несмотря на большой экспериментальный материал, приведенный в литературе по фазовым превращениям, связанным с образованием σ-фазы, нет единого мнения о кинетике ее образования и механизме распада твердого раствора.
В работе Банных О.А., посвященной электронномикроскопическому исследованию распада аустенита в двухфазной стали, содержащей 18% хрома и 14% марганца, ведущей фазой в процессе превращения α → σ + γ является σ-фаза. Выделение и рост ее частиц приводят к обеднению прилегающих областей феррита и перестройке кристаллической решетки.
Необходимо отметить, что σ-фаза может возникнуть и в аустенитных сталях, однако скорость ее образования в феррите примерно в 20 раз выше скорости образования в аустените. Авторы упомянутых работ исследовали образование σ-фазы после длительного старения. В зависимости от легирования стали скорости процессов выделения σ-фазы различные. Поэтому исследование кинетических особенностей образования и растворения σ-фазы имеет большое практическое значение. Однако таких данных по наиболее распространенным хромоникелевым феррито-аустенитным сталям нет.
Дисперсионное твердение. Как показали исследования двухфазной хромоникелевой стали типа Х21Н5Т, вблизи температур 400 и 550°С она проявляет склонность к охрупчиванию. Это выражается в понижении ударной вязкости с 20—25 до 4 кгм/см2 в результате повышения порога хладноломкости выше комнатной температуры и увеличения твердости.
Большинство исследователей связывают охрупчивание этой стали с выделением интерметаллидной фазы типа Ni3(Ti, Al), Ni3Ti, NiAl, подобно тому, как это имеет место в дисперсионно-твердеющих сталях переходного класса (Х17Н7Ю, Х15Н9Ю и др.) и в аустенитных сталях типа Х15Н25. Эти стали содержат значительное количество никеля для обеспечения дисперсионного твердения за счет выделения никельсодержащих интерметаллидных фаз.
Максимальное упрочнение подобных сплавов достигается на той стадии распада, когда дисперсные выделения новой метастабильной фазы когерентны с матричным твердым раствором.
Наличие в сталях избыточного титана (сверх количества, необходимого для связывания углерода) и алюминия усиливает склонность к охрупчиванию в результате процессов дисперсионного твердения при старении. В промышленных плавках нержавеющих сталей алюминий всегда содержится в небольших переменных количествах, но его присутствием, как правило, пренебрегают при оценке фазовых превращений.
Исследования Спиридонова В.Б. показали, что в присутствии избыточного титана и алюминия в стали Х21Н5Т наблюдаются выделения мелкодисперсных фаз размером 80—100 А. При нагреве до температуры 600— 650° С происходит коагуляция выделений, сопровождаемая повышением ударной вязкости. В стали без титана, содержащей 0,36% алюминия, выделяющаяся фаза имеет период решетки 2,88 А и представляет соединение типа (Fe, Ni) Al. В сталях, содержащих 0,46—0,70% титана и до 0,20% алюминия, выделяющаяся фаза имеет период решетки, равный удвоенному периоду матрицы — 5,75 А.
Электронномикроскопическое исследование стали Х21Н5Т позволило вскрыть неравномерный характер выделений вследствие неоднородности в распределении легирующих элементов в областях, прилегающих к границам, и в зерне. С целью уменьшения этой неоднородности можно дополнительно легировать сталь бором и тем самым снизить степень охрупчивания.
Содержание углерода до 0,12% и карбидообразующих элементов, составляющих основу нержавеющих сталей — хрома, железа, а также введение специальных легирующих элементов с карбидообразующей способностью (титана, ниобия, молибдена, ванадия, марганца), могут вызвать дисперсионное твердение за счет выделения карбидных фаз.
Хром образует несколько модификаций карбидов: кубический — Cr23C6, гексагональный — Сr7С3, ромбический Cr23C2. В нержавеющих железохромоникелевых и железохромомарганцевых сталях наиболее устойчива модификация Cr23C6 с гранецентрированной решеткой, имеющей 116 атомов в одной элементарной ячейке. Марганец и железо — слабые карбидообразующие элементы — не образуют в нержавеющих сталях самостоятельных карбидов и, как правило, входят в состав сложного карбида хрома, замещая часть его атомов. Поэтому правильнее говорить о карбиде переменного состава M23C6.
Титан и ниобий (стабилизирующие добавки) в этом карбиде не растворяются и образуют самостоятельные карбиды типа TiC, NbC. Эффект твердения в высоколегированных аустенитных сталях связан с преимущественным образованием сложных карбидов хрома типа M23C6 и фаз внедрения типа MC, способных к растворению при температуре закалки. Фазы внедрения типа MC. не растворяющиеся при нагреве под закалку, не вызывают дисперсионного твердения. Их роль проявляется в создании препятствий, затрудняющих рост зерна. Дополнительное упрочнение может иметь место за счет выделения в азотосодержащих сталях избыточных кар-бонитридных и нитридных фаз, затрудняющих движение дислокаций.
Сущность всех известных методов упрочнения за счет дисперсионного твердения заключается в усилении степени нарушения атомно-кристаллического строения металла.
В двухфазных сталях это достигается путем создания сложной многофазной системы, обеспечивающей повышенную прочность и твердость. Поэтому очевидно, что применение для двухфазных сталей метода дисперсионного твердения с целью упрочнения является менее эффективным, чем для аустенитных сталей, тем более, что выпадение упрочняющих фаз является лишь одним из дополнительных факторов, усугубляющих охрупчивание двухфазных сталей при длительном старении.
Мартенситное превращение. Склонность к мартенсит-ному превращению аустенита феррито-аустенитных сталей зависит, в основном, от химического состава аустенита.
Понижают мартенситную точку следующие элементы: марганец, никель, хром, углерод, азот. Обеднение аустенита хромом вследствие выделения карбидов Сr23С6 при отпуске стали типа 18—8 в интервале температур 550—750° С может привести при последующем охлаждении до комнатной температуры к его превращению. Очевидно, что процесс превращения аустенита в двухфазных феррито-аустенитных сталях при отпуске должен протекать менее интенсивно, поскольку преимущественное выпадение карбидов происходит в феррит-ной составляющей.
Закономерности мартенситного превращения в феррито-аустенитных сталях недостаточно изучены. Имеются предположения о возможном образовании мартенсита в стали типа Х21Н5Т при охлаждении с 550°С. После 10%-ной деформации в стали Х21Н5Т происходит значительное образование мартенсита, что подтверждается увеличением магнитного насыщения. Деформация выше точки Md предотвращает образование мартенсита. Выделение карбидов типа М23С6 при отпуске этой стали приводит к повышению точки Мн.
Мартенситное превращение, протекающее при температурах выше комнатной, следует рассматривать как отрицательное явление в двухфазных сталях, предназначенных для изготовления аппаратуры, имеющей строго постоянные размеры.

Ферритная фаза

В процессе остывания сталей они проходят этап (фазу) кристаллизации. Ферритная фаза определяет количество мелкодисперсионного дельта феррита. Например, в аустенитных марках типа Е308 или Е308L процент содержания этого элемента колеблется от трёх до десяти процентов.Это количество позволяет предотвратить появление трещин и не допустить так называемое «охрупчивание» металла при высоких температурах.

Строение и свойства

При повышении температуры аустенитные стали превращаются в жидкий раствор с определённым процентным отношением железа и углерода. Если температура раствора превышает линию так называемого ликвидуса (это около 1700 °C),образовавшийся расплав становится статически неустойчивым. Его состояние оценивают по двум составляющим:фазовой и структурной.

Для первой составляющей основным показателем является фаза состояния полученной смеси. Она определяет состояние металла по следующим показателям:

раствора углерода в железе;
количество различных образований (непосредственно феррит, в том числе высокотемпературный, аустенит, цементит).

Структурная составляющая часть образца определяется как гомогенная или квазигомогенная форма. Общая структура образовавшегося феррита составляет равноосные кристаллы. В трёхмерном пространстве решётка ферритной фазы представляет объёмно-центрированный куба. Эти кристаллы определяют твёрдость феррита и способность углерода в нём растворяться. Опыт показывает, что при температуре равной 727 градусов в феррите растворяется только 0,02% углерода.

Кроме этого к основным свойствам феррита относятся:

обладает сильными ферромагнитными свойствами (до температуры 770 °С — точка Кюри);
является теплопроводным элементом;
хорошим проводником электрического тока;
обладает повышенной пластичностью.

К основным недостаткам относятся невысокая прочность и недостаточная твёрдость. Последний показатель зависит от величины образованного зерна и находится в интервале от 65 до 130 НВ.

В зависимости от этапа проходящих превращений ферритная фаза находится в следующих состояниях:

как основа кристаллической решётки образовавшегося сплава;
второе или избыточное состояние (располагается по границам так называемых перлитных образований);
элемент феррито-графитного эвтектоида.

Каждое состояние требует точного определения и выявления возникающих преобразований. От них во многом зависят характеристики конечного продукта.Полное отсутствие ферритного образования или незначительное его содержание проявляется с образованием горячих трещин. Завышенное содержание этого показателя снижает пластичность, ударную вязкость и антикоррозийную стойкость.

Контроль ферритной фазы

Особенность влияния ферритной фазы на образец проявляется при небольших изменениях содержания этого показателя (несколько процентов). Могут существенным образом измениться конечные свойства изготовленной стали. Поэтому практически все образцы подвергаются проверке.

Этот процесс регламентируется ГОСТ Р 53686-2009. В нём приведен порядок, как должен осуществляться контроль содержания ферритной фазы.На основании этого стандарта должна проходить проверка, которая должна определить следующие показатели:

содержание ферритной фазы;
процент этого показателя;
ферритное число.

ГОСТ Р 53686-2009 Определение содержания ферритной фазы в металле сварного шва аустенитных и двухфазных феррито-аустенитных хромоникелевых коррозионностойких сталей

Определение содержания ферритной фазы указывает на её объёмную долю в сталях аустенитного или аустенитно-ферритного класса.

Особенно подробное испытание проводится для сталей в которых в дальнейшем будет применяться сварка. Полученный сварной шов проверяется на прочность и долговечность путём проверки ферритной фазы. Она не должна превышать шести процентов.Пониженный процент ферритной фазы ухудшает механические характеристики.

Для проведения контроля ферритной фазы используют специально отобранные образцы. Они проверяются на специальных приборах определяющих силу отрыва контрольного магнита от готового сварного соединения. На основе нескольких измерений с использованием калибровочной кривой рассчитывают ферритовое число.

Друзья, нужен совет.
в ГОСТ Р 52630-2012 в п.8.9.1 сказано: "Предельное допустимое содержание альфа-фазы должно соответствовать НД.."
кто-нибудь может подсказать номер какого-нибудь стандарта, где бы было предельно-допустимое содержание ферритной фазы для 12Х18Н10Т?

Этим НИИХИММАШ занимался. Посмотри ОСТ 26.260.3-2001 "Сварка в химическом машиностроении". Может еще какие их стандарты. В атомнадзоре что-то было в ПНАЭГ-7-009.

". Дорогой товарищ Сидоренко, не выпендривайтесь, пожалуйста, слушайте свою любимую песню "Валенки" ardon:

пнаэг-7-010-89 гласит:

11.13.Определение содержания ферритной фазы в наплавленном металле

11.13.1.Содержание ферритной фазы в наплавленном металле должно быть в пределах от 2 до8 % для сварных соединений конструкций, работающих при температуре до 350 °С, и от 2 до 5 % для конструкций, работающих при температуре свыше 350 °С,но в любом случае не должно превышать значений верхнего предела, установленного в стандартах или технических условиях на соответствующие присадочные материалы.

Михаил - это Вы меня так оскорбить пытались?

AKA-Scan: у меня проблема в том, что заказчик в требованиях к нержавеющим листам указал "контроль СФФ".
листы заказываются у испанцев, то есть вариант сослаться на стандарты не проходит, надо указать конкретную цифру. в стандартах на листовой прокат, если и есть ссылка про альфа-фазу, то оговаривается она как раз-таки волшебной фразой: "должно соответствовать НД.."
в любом случае, спасибо за помощь - кланяюсь низко хотя бы за то что сразу не послали слушать "Валенки"

в любом случае, хотелось бы конкретнее

вот: "но в любом случае не должно превышать значений верхнего предела, установленного в стандартах или технических условиях на соответствующие присадочные материалы." - тут какой-нибудь номер стандарта сказать можете?

хорошо, раз не по теме - давайте назовем тему: "Поиск стандарта на определение альфа-фазы" - тогда лучше будет?

[QUOTE=Deniss;39018] у меня проблема в том, что заказчик в требованиях к нержавеющим листам указал "контроль СФФ".
листы заказываются у испанцев, то есть вариант сослаться на стандарты не проходит, надо указать конкретную цифру. в стандартах на листовой прокат, если и есть ссылка про альфа-фазу, то оговаривается она как раз-таки волшебной фразой: "должно соответствовать НД.."
[QUOTE]
Тогда у заказчика и спрашивайте требования. Та же 12Х18Н10Т выпускаеися по нескольким ГОСТ, а если у заказчика особые требования - то по отдельным ТУ. Никто, кроме вашего заказчика, требований знать не может. Они просто разные.

ГОСТ Р 53686-2009
(ИСО 8249:2000)

НАЦИОНАЛЬНЫЙ СТАНДАРТ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

ОПРЕДЕЛЕНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ФЕРРИТНОЙ ФАЗЫ В МЕТАЛЛЕ СВАРНОГО ШВА АУСТЕНИТНЫХ И ДВУХФАЗНЫХ ФЕРРИТО-АУСТЕНИТНЫХ ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ

Welding. Determination of Ferrite Number (FN) in austenitic and duplex ferritic-austenitic Cr-Ni stainless steel weld metal

Дата введения 2011-01-01

Предисловие

1 ПОДГОТОВЛЕН Федеральным государственным учреждением "Научно-учебный центр "Сварка и контроль" при МГТУ им.Н.Э.Баумана (ФГУ НУЦСК при МГТУ им.Н.Э.Баумана), Национальным агентством контроля и сварки (НАКС) на основе собственного перевода на русский язык англоязычной версии стандарта, указанного в пункте 4

2 ВНЕСЕН Техническим комитетом по стандартизации ТК 364 "Сварка и родственные процессы"

4 Настоящий стандарт является модифицированным по отношению к международному стандарту ISO 8249:2000 "Сварка. Определение ферритного числа в металле сварного шва аустенитных и двухфазных феррито-аустенитных хромоникелевых коррозионностойких сталей" (ISO 8249:2000 "Welding - Determination of Ferrite Number (FN) in austenitic and duplex ferritic-austenitic Cr-Ni stainless steel weld metal", MOD) путем внесения дополнительных пунктов и абзацев, которые выделены путем заключения их в рамки из тонких линий, а информация с объяснением причин включения этих положений приведена во введении стандарта

* Доступ к международным и зарубежным документам, упомянутым в тексте, можно получить, обратившись в Службу поддержки пользователей. - Примечание изготовителя базы данных.

5 ВВЕДЕН ВПЕРВЫЕ

6 ПЕРЕИЗДАНИЕ. Июнь 2020 г.

Введение

Международный стандарт ИСО 8249-2000 на метод контроля содержания ферритной фазы (СФФ) в металле сварного шва хромоникелевых сталей аустенитного и феррито-аустенитного классов разработан Международным институтом сварки (МИС) и был принят Советом ISO, действующим в качестве международной организации по стандартизации в области сварки взамен стандарта ИСО 8249-1985, распространявшегося только на стали аустенитного класса.

Стандарт ИСО 8249-1985 - результат многолетнего (с 1978 г.) поиска решения проблемы обеспечения достоверности и единства измерений СФФ, выполняемых в различных странах. Цель нового стандарта - использовать лучшие достижения стран - участниц дискуссии и обеспечить технический компромисс между двумя основными независимыми направлениями магнитной ферритометрии, представленными, с одной стороны, комплексом российской нормативной документации и, с другой стороны, стандартами США и других западных стран, обобщенными в стандарте ИСО 8249-1985.

Наряду с рядом общих черт эти два направления имеют коренные отличия:

- российскими стандартами предусмотрена возможность использования практически не известных за рубежом ферритометров объемного типа, отличающихся исключительной достоверностью и простотой в эксплуатации. Для этого типа ферритометров в ЦНИИТМАШ разработаны не имеющие аналогов за рубежом стандартные образцы (СО СФФ), аттестуемые прецизионным методом магнитного насыщения;

- различны физические принципы и образцовые средства измерений, используемые для калибровки рабочих средств измерений: метод магнитного насыщения по ГОСТ 26364-90 и метод измерения силы отрыва постоянного магнита от поверхности образца по национальному стандарту США AWS А 4.2-91;

- различны единицы измерений СФФ: в российских документах это "процент" (общепринятая в магнитном фазовом анализе величина); в стандарте ИСО 8249 это "ферритное число" (условная величина, определяемая по специальной методике средствами магнитной толщинометрии);

- различен выбор материала для изготовления СО СФФ: естественные однородные образцы сталей с надежно установленным СФФ (по российским стандартам) и искусственные эталоны толщины немагнитного покрытия (по ИСО 8249).

В проверке предложений российской делегации в МИС и в подготовке окончательной редакции стандарта ИСО 8249-2000 принимали участие делегации ведущих индустриальных стран Европы, Америки и Азии.

В российских стандартах и в национальных стандартах других стран, сотрудничающих в Международном институте сварки, магнитный метод признан наилучшим для количественного определения содержания ферритной фазы (СФФ) в металле сварного шва хромоникелевых сталей аустенитного и феррито-аустенитных классов. Вместе с тем, как указано в стандарте ИСО 8249-2000, до настоящего времени в мировой практике измерений СФФ не существует единого мнения в отношении ". наилучшего экспериментального метода, разрушающего или неразрушающего, который давал бы абсолютное количественное выражение СФФ в металле сварного шва. ". В настоящее время существуют и эффективно используются два варианта магнитного метода определения СФФ.

1 Концепция "процента СФФ". В российских стандартах для количественного выражения СФФ (объемной доли) в качестве единицы измерения СФФ, называемой "процент СФФ" или "1% СФФ", принимается значение 1/100 доли величины удельной намагниченности насыщения ферритной фазы. Величина удельной намагниченности насыщения ферритной фазы может быть установлена экспериментально для каждой стали. В российских стандартах эта величина принимается в качестве единой характеристики для группы марок сталей аустенитного и феррито-аустенитного классов, близких по химическому составу.

Диапазон возможных значений СФФ в "процентах" составляет от 0 до 100%.

2 Концепция "ферритного числа". В международном стандарте ISO 8249-2000, в американском национальном стандарте AWS А4.2М:2006 и в ряде национальных стандартов других стран для количественного выражения СФФ в качестве единицы измерения СФФ принимается условная единица "ферритное число", определяемая по специальной методике путем измерения силы отрыва специального постоянного магнита от поверхности исследуемого образца стали через показания прибора "Магне Гейдж".

Диапазон возможных значений ферритного числа составляет: от 0 до 120 и более.

Ситуация, при которой на практике широко используются обе вышеуказанные концепции и, соответственно, различные единицы измерения СФФ, привела к необходимости разработки настоящего стандарта, регламентирующего порядок подготовки и выполнения измерений СФФ с использованием, при необходимости, любой из этих единиц - "процента" либо "ферритного числа".

Настоящий стандарт обобщает накопленный в России научный и производственный опыт метрологического, приборного и методического обеспечения контроля СФФ при выплавке и сварке сталей аустенитного класса, а также опыт сотрудничества с Международным институтом сварки при подготовке стандарта ИСО 8249 (издания 1985 и 2000 гг.). Стандарт создает возможность гармонизации стандарта ИСО 8249-2000 с действующими российскими стандартами.

В настоящий стандарт дополнительно включены разделы 10-17, отражающие применяемый в Российской Федерации метод определения ферритной фазы в процентах СФФ.

1 Область применения

Настоящий стандарт устанавливает порядок подготовки и выполнения измерений СФФ в хромоникелевых аустенитных (АС) и двухфазных феррито-аустенитных (ФАС) коррозионностойких сталях магнитным методом в "процентах СФФ" и в единицах "ферритного числа" с использованием переносных магнитных ферритометров объемного и локального типов по ГОСТ 26364-90.

Иногда используется название "дуплексные феррито-аустенитные коррозионностойкие стали".

Стандарт распространяется на АС и ФАС с содержанием хрома от 13% до 27% и никеля от 5% до 15% с возможным дополнительным легированием кремнием, молибденом, титаном, ниобием и другими элементами и с содержанием ферритной фазы от 0 до 80% (ферритное число от 0 до 120).

В стандарте представлены разделы, относящиеся к определению СФФ в процентах, в единицах ферритного числа, а также к установлению соотношения между результатами измерений СФФ в процентах и ферритных числах.

2 Нормативные ссылки

В настоящем стандарте использованы нормативные ссылки на следующие стандарты:

ГОСТ 8.518 Государственная система обеспечения единства измерений. Ферритометры для сталей аустенитного класса. Методика поверки

ГОСТ 380 Сталь углеродистая обыкновенного качества. Марки

ГОСТ 2246 Проволока стальная сварочная. Технические условия

ГОСТ 2789 Шероховатость поверхности. Параметры и характеристики

ГОСТ 5632 Стали высоколегированные и сплавы коррозионностойкие, жаростойкие и жаропрочные. Марки

ГОСТ 9466 Электроды покрытые металлические для ручной дуговой сварки сталей и наплавки. Классификация и общие технические условия

ГОСТ 10157 Аргон газообразный и жидкий. Технические условия

ГОСТ 26364 Ферритометры для сталей аустенитного класса. Общие технические условия

Примечание - При пользовании настоящим стандартом целесообразно проверить действие ссылочных стандартов в информационной системе общего пользования - на официальном сайте Федерального агентства по техническому регулированию и метрологии в сети Интернет или по ежегодному информационному указателю "Национальные стандарты", который опубликован по состоянию на 1 января текущего года, и по выпускам ежемесячного информационного указателя "Национальные стандарты" за текущий год. Если заменен ссылочный стандарт, на который дана недатированная ссылка, то рекомендуется использовать действующую версию этого стандарта с учетом всех внесенных в данную версию изменений. Если заменен ссылочный стандарт на который дана датированная ссылка, то рекомендуется использовать версию этого стандарта с указанным выше годом утверждения (принятия). Если после утверждения настоящего стандарта в ссылочный стандарт на который дана датированная ссылка, внесено изменение, затрагивающее положение, на которое дана ссылка, то это положение рекомендуется применять без учета данного изменения. Если ссылочный стандарт отменен без замены, то положение, в котором дана ссылка на него, рекомендуется применять в части, не затрагивающей эту ссылку.

3 Термины, определения и сокращения

В настоящем стандарте применены следующие термины с соответствующими определениями и сокращениями.

3.1 ферритная фаза (дельта-феррит, феррит): Мелкодисперсная фаза, возникающая при кристаллизации из жидкого состояния хромоникелевых сталей аустенитного и аустенитно-ферритного класса, имеет объемно-центрированную кубическую кристаллическую решетку, обладает ниже точки Кюри (около 650°С) ферромагнитными свойствами.

3.2 содержание ферритной фазы (СФФ): Объемная доля ферритной фазы в хромоникелевых сталях аустенитного или аустенитно-ферритного класса.

3.3 процент ферритной фазы: Единица измерения содержания ферритной фазы, отождествляемая в ГОСТ 26364 и ГОСТ 8.518 с одной сотой величины удельной намагниченности насыщения ферритной фазы исследуемой хромоникелевой стали аустенитного или аустенитно-ферритного класса.

3.4 ферритное число (ФЧ): Условная величина, характеризующая содержание ферритной фазы в хромоникелевых сталях аустенитного или феррито-аустенитного класса согласно настоящему стандарту.

3.5 определение СФФ: Совокупность операций, включающая в себя подготовку исследуемой стали к измерениям (изготовление образцов при использовании ферритометров объемного типа, подготовку поверхности при использовании ферритометров локального типа), выполнение измерений и обработку полученных результатов.

3.6 переносные магнитные ферритометры: Приборы для определения содержания ферритной фазы в лабораторных и производственных условиях.

- АС - хромоникелевые стали аустенитного класса (аустенитные стали);

- ФАС - хромоникелевые стали феррито-аустенитного класса (феррито-аустенитные стали);

- СФФ - содержание ферритной фазы;

- СО СФФ - стандартные образцы содержания ферритной фазы;

- СО ТНП - стандартные образцы толщины немагнитного покрытия;

4 Определение ферритного числа. Физический принцип

Измерения содержания феррита в металле сварного шва преимущественно аустенитных коррозионно-стойких сталей через силу притяжения между образцом металла сварного шва и постоянным магнитом основаны на том факте, что сила притяжения между двухфазным или многофазным образцом, содержащим одну ферромагнитную фазу и одну (или более) неферромагнитную фазу, возрастает при увеличении содержания ферромагнитной фазы. В металле сварного шва преимущественно аустенитных и двухфазных феррито-аустенитных коррозионно-стойких сталей феррит ферромагнитен, тогда как аустенит, карбиды, сигма-фаза и неметаллические включения неферромагнитны.

5 Калибровка

5.1 Стандартные образцы толщины покрытия

Стандартные образцы толщины покрытия состоят из нелегированной стальной основы размером 30 мм30 мм и нанесенной сверху немагнитной меди. Толщина нелегированной стальной основы должна равняться или быть больше, чем минимальная толщина, определенная экспериментальным путем, при которой дальнейшее увеличение толщины не приводит к увеличению силы притяжения между стандартным постоянным магнитом и стандартным образцом толщины покрытия. Толщина немагнитного медного слоя должна быть известна с точностью ±5% или с большей точностью. Химический состав нелегированной стали должен быть в следующих пределах:

Читайте также: