Альфа фаза в нержавеющих сталях что это

Обновлено: 28.04.2024

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.

Альфа фаза в нержавеющих сталях что это

В промышленности титан находит применение главным образом в виде сплавов. Титан существует в двух модификациях: до температуры 880±20° в виде альфа-фазы и имеет гексагональную кристаллическую решетку. При более высоких температурах титан переходит в бета-фазу, имеющую решетку объемноцентрированного куба.
Добавка различных элементов по-разному влияет на температуру перехода альфафазы титана в бета-фазу Некоторые элементы, называемые стабилизаторами альфа-фазы, способствуют повышению температуры перехода альфа-фазы в бета-фазу, другие элементы, называемые стабилизаторами бета-фазы, способствуют понижению температуры перехода альфа-фазы в бета-фазу. Кроме этого, существуют элементы, которые понижают температуру перехода альфа-фазы в бета фазу, но сплавы титана с этими элементами, достигнув определенной, так называемой эвтектоидной, температуры, при дальнейшем охлаждении претерпевают превращения, при которых бета-фаза полностью распадается, образуя альфа-фазу и промежуточную гамма-фазу, обогащенную легирующим элементом.

На рис. 36 показаны различные типы диаграмм состояния образуемых титаном с добавками легирующих элементов. На рис. 36, а приведена диаграмма состояния с элементами, стабилизирующими альфа-фазу; к ним относятся алюминий, кислород, азот, углерод; на рис. 36, б — диаграмма состояния с элементами, стабилизирующими бета-фазу. К этим элементам принадлежат молибден, ванадий, ниобий, тантал. На рис. 36, в приведена диаграмма состояния с элементами, образующими эвтектоид. К этим элементам относятся железо, вольфрам, марганец, кремний, никель медь.

Из стабилизаторов альфа-фазы алюминий является единственной легирующей добавкой, которая, увеличивая прочность сплава, не снижает резко пластичности сплава. Все остальные стабилизаторы — кислород, азот и углерод — даже в небольших количествах приводят к резкому повышению прочности и снижению пластичности титана. Двойные сплавы титана с алюминием содержат до 7% алюминия, сплавы, содержащие алюминия более 7%, обладают горячеломкостью при температурах свыше 850°. Алюминий добавляется также в тройные сплавы титана, так как его присутствие в сплаве улучшает свариваемость.

Легирование титана железом, марганцем, хромом, молибденом снижает температуру превращения альфа фазы в бета-фазу и делает возможным существование бета-фазы при низких температурах. Однако сплавы бета-титана не нашли промышленного применения; все современные промышленные сплавы титана имеют смешанную структуру альфа- и бета-фаз.

К числу промышленных титановых сплавов этого типа относятся сплавы с марганцем, хромом, железом, молибденом, ванадием. В США известны сплавы, содержащие 4% Al и 4% Mn; двойные сплавы титана с 7% Mn, 3% Al и 5% Cr и с 6% Al, 4% V, 3% Mn, по 1% железа, хрома, молибдена и ванадия; 2% Cr, 2% Fe, 2% Mo, 5% Al, 1% Cr, 1,25% Fe и 1,5% Mo, а также ряд других.
Получение сплавов дуговой плавкой производится путем добавки легирующих элементов в электрод при первой переплавке губки. Вторая переплавка полученного слитка, который в этом случае является расходуемым электродом, способствует наиболее равномерному распределению легирующей добавки как по сечению, так и по высоте слитка.

Титановые сплавы немагнитны и обладают высокими механическими свойствами и коррозионной устойчивостью, а также малым удельным весом. Высокая механическая прочность титановых сплавов в сочетании с малым удельным весом дает удельную прочность более высокую, чем удельная прочность сплавов из других промышленных металлов.
Титановые сплавы применяются в авиационной промышленности, судостроении, ракетной технике и различных отраслях машиностроения. Применение в авиации титановых сплавов определяется их малым удельным весом, высокой прочностью.
Применение титановых сплавов в судостроении объясняется высокой коррозионной устойчивостью титановых сплавов в морской воде; эта отрасль промышленности, возможно, будет основным потребителем титановых сплавов.
Кроме того, титан находит применение в специальном и особенно химическом машиностроении, где высокая коррозионная устойчивость титановых сплавов особенно ценна.

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.

Аустенитная сталь

Аустенитная сталь – одна из модификаций железа с высокой степенью легирования. Обладает гранецентрированной кристаллической решеткой. Она легко сохраняет свою структуру даже при очень низких температурах. Аустениты располагают высокими показателями прочности. Он устойчивы как высоким температурам и большим нагрузкам.

Свойства аустенитных сталей

Сталь аустенитного класса образует 1-фазную структуру во время процесса кристаллизации. Ее кристаллическая решетка не изменяется даже при резком охлаждении до отрицательных температур (–200 °C). Основными компонентами аустенитных железных сплавов являются хром и никель. От доли их содержания зависят технологичность, пластичность, прочность и жаростойкость материала. Для легирования применяют следующие материалы:

Ферритизаторы: титан, кремний, молибден, ниобий. Они стабилизируют структуру аустенитов и формируют объемноцентрированную кубическую решетку.
Аустенизаторы: азот, марганец и углерод. Они присутствуют в избыточных фазах, формирующихся во время термообработки железных сплавов.

По свойствам материалов аустенитные модификации железа делятся на следующие типы:

Коррозионностойкие (нержавеющие). В их состав входит хром (18%), никель (30%) и углерод (0,25%). Эти высоколегированные стали применяются в промышленном производстве с 1910 г. Их главным преимуществом является устойчивость к коррозии. Материал сохраняет это свойство даже при сильном нагревании, что обусловлено низким содержанием углерода. Коррозионностойкие железные сплавы производятся, согласно ГОСТ 5632-2014. В них могут присутствовать добавки из кремния, марганца, и молибдена.
Жаростойкие. Они обладают ГЦК-решеткой и устойчивы к воздействию высоких температур. Этот материал можно нагревать до 1100 °C. Жаропрочные аустенитные стали применяются при изготовлении печных устройств, турбин роторов электростанций и иных приборов, работающих при помощи дизельного топлива. При производстве данной модификации железа используются дополнительные добавки из бора, ниобия, ванадия, молибдена и вольфрам. Эти химические элементы повышают жаропрочность материала.
Хладостойкие. В составе этих высоколегированных сталей присутствуют хром (19%) и никель (25%). Главным достоинством материала является высокая вязкость и пластичность. Также эта модификация железа располагает высокой стойкостью к коррозии. Хладостойкие металлы сохраняют данные свойства даже при резком понижении температуры. Их главным недостатком является низкая прочность во время работы при комнатной температуре.

Аустенитная высоколегированная сталь является одной из самых дорогих модификаций железа, потому что в них содержится большое количество дорогостоящих материалов: хрома и никеля. Также на ее стоимость влияет количество дополнительных легирующих компонентов, позволяющих создавать железные сплавы с особыми свойствами. Дополнительные элементы легирования подбираются в зависимости от сложности работ, где применяются аустенит.

В аустенитных сталях могут осуществляться следующие разновидности превращений:

Образование феррита при нагреве железного сплава до высоких температур.
При нагреве до температуры 900 °C из аустенита начинают выделяться избыточные карбидные фазы. Во время этого процесса на аустенитной поверхности образуется межкристаллическая коррозия, постепенно разрушающая материал.
Во время охлаждения аустенита до температуры 730 °C происходит эвтектоидный распад. В результате образуется перлит – модификация железных сплавов. Его микроструктура представлена в виде небольших пластин или округлых зерен.
При резком понижении температуры металлического изделия формируется мартенсит – микроструктура, состоящая из пластин игольчатого или реечного вида.

Время, требуемое для превращения аустенитной стали в иные модификации железа, определяется содержанием углерода в твердом растворе и количеством дополнительных легирующих компонентов. Чем ниже эти показатели, тем быстрее охлаждается металлическое изделие.

Методы получения аустенита

Стали аустенитного класса образуются в процессе появления и роста зерен исходной микроструктуры металлического изделия. Формирование аустенита осуществляется на поверхности раздела фаз феррита и карбида. Карбидные частицы постепенно растворяются в твердом растворе аустенита.

Получить аустенит также можно из эвтектоидной модификации железа, состоящей из феррита и цементита. Для этого исходную металлическую заготовку необходимо нагреть до температуры 900 °C. Важно, чтобы в сплаве присутствовала минимальная концентрация углерода, равняющаяся 0,66%. Во время этого процесса феррит превращается в аустенит, а цементит полностью растворяется. В итоге сформируется нержавеющая аустенитная сталь.

При производстве металлических заготовок из аустенитных сталей, стабилизированных титаном, необходимо в вакуумно-индукционной печи переплавить металл. Полученный расплав выдерживают в течение длительного периода для его деазотирования. Количество времени, требуемого для этого процесса, зависит от массы исходного изделия. После выдержки в расплавленный аустенит вводится смесь из титана и нитридообразующих химических элементов.

Для получения устойчивой аустенитной структуры в состав исходной модификации железа добавляются хром и никель. При этом важно соблюдать пропорции. Процентное содержание никеля должно составлять не менее 20%, хрома – не более 19%. Эти химические вещества повышают устойчивость аустенита к высоким температурам и большим нагрузкам. Также они увеличивают выделение карбидов. Материал становится коррозионностойким.

При добавлении хрома и никеля в состав железной модификации нужно выдерживать материал в течение более длительного времени. Очень часто в полученный раствор добавляется смесь из молибдена или фосфора. Эти химические вещества увеличивает вязкость и усталостную прочность железного сплава. Для снижения износа полученного аустенита используют дополнительные легирующие материалы и энергоемкие карбиды.

Применение сплавов

Стали аустенитного класса используются при изготовлении устройств, работающих при высоких температурах, начиная от 200 °C: парогенераторов, роторов, турбин и сварочных механизмов. Недостатком использования аустенита в этих механизмах является низкая прочность металла. При длительном контакте железных сплавов различными гидроокисями могут образоваться дополнительные трещины, что приведет к поломке рабочих поверхностей устройств. Устранить этот недостаток можно при добавлении в раствор железа дополнительных химических элементов: ванадия и ниобия. Они формируют карбидную фазу, увеличивающих показатели прочности стали.

Нержавеющие аустенитные стали используются в механизмах, функционирующих в сложных условиях и при сильных перепадах температурных показателей. Чаще всего они используются при сварке коррозионностойких труб. Во время этого процесса между крепежными элементами образуется шовное пространство. При нагревании нержавеющих труб из аустенита до температуры плавления они приобретают монолитную структуру, защищающей металл от процессов окисления и высоких перепадов температур.

Также аустенитные стали обладают высокой устойчивостью к электромагнитным излучениям. Поэтому ее применяют при производстве отдельных деталей для радиоэлектронного оборудования. Аустенит улучшает прочность механизмов радио и не теряет свои свойства при изменениях структуры магнитного поля. По этой причине радиотехническая аппаратура будет легко принимать необходимые сигналы.

Аустенитные сплавы железа нашли широкое применение в производстве механизмов, работающих в водной среде. Нержавеющая сталь устойчива к образованию коррозии. Она используется в качестве защитного материала. При правильном соотношении хрома и никеля аустенит может сформировать тонкий слой, снижающим влияния водной среды на рабочую поверхность металлического приспособления. В результате снижается износ устройства. Но при значительном вымывании никеля материал полностью теряет устойчивость к коррозии.

В современных корпусах турбин также используются аустенитные стали с большим пределом текучести. Они позволяют избежать коробления данного устройства и улучшить показатели его прочности. Благодаря наличию крупнозернистой структуры, при помощи аустенита с высоким пределом текучести также можно укрепить конструкцию ротора турбины. Недостатком этой технологии является значительное повышение стоимости механизмов из-за использования большого количества дорогой аустенитной стали.

Марки аустенитной стали

Регламент изготовления аустенита определен в ГОСТ 5632-2014. В нем указываются следующие марки сталей аустенитного класса:

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.

Читайте также: