Файл: Сичиков, М. Ф. Металлы в турбостроении.pdf

Сталь данного состава имеет наибольшую устойчивость в от­ ношении сфероидизации при условии крупнозернистой струк­ туры с перлитом, характеризующимся отчетливым пластинчатым строением, и при отсутствии наклепа и остаточных напряжений любого происхождения. Пластически деформированные участки металла в случае последующей работы при высокой температуре должны быть подвергнуты отжигу выше температуры Асг для снятия наклепа и напряжений. После горячей деформации терми­ ческую обработку можно не проводить.

Наименее устойчивы в отношении сфероидизации обычные углеродистые стали. В них сфероидизации протекает с ощутимой скоростью, начиная с 470—4.80° С. Легирование сталей молиб­ деном и хромом увеличивает устойчивость перлита. Однако при дальнейшем повышении рабочих температур низколегированные молибденовые и хромомолибденовые стали теряют свою структур­ ную устойчивость. В этих сталях сфероидизация обнаруживается при нагреве выше 500° С.

Для оценки степени сфероидизации разработана шкала: 1-й балл шкалы соответствует начальной стадии сфероидизации, 6-й балл — глубокой сфероидизации, когда цементит полностью теряет пластинчатое строение и принимает форму округлых ча­ стиц (сфероидов).

Н. В. Ульяновой и А. 3. Конторовским исследовано влияние степени сфероидизации цементита в перлите на механические свойства сталей марок 15 и 15М. Результаты исследования меха­ нических свойств металла труб, изготовленных из стали указан­ ных марок, сведены в табл. 8. Испытания на растяжение были проведены при 20 и 500° С на образцах сталей со структурой, состоящей из феррита и пластинчатого перлита с различной сте­ пенью сфероидизации — промежуточной (3—4-й балл шкалы)

иглубокой (5—6-й балл) сфероидизации.

8.Снижение механических свойств сталей (в %)

после сфероидизации

Промежуточная сфероидизация

ПО

характерны низкие механические свойства. Как показали иссле­ дования, графитизация развивается в углеродистых сталях при

от способа их выплавки и условий раскисления. Сталь 15М спо­ собна графитизироваться при раскислении плавки значительным количеством алюминия. Такое раскисление стали необходимо для получения хорошо раскисленных беспористых слитков, дающих возможность изготовлять качественные бесшовные трубы и дру­ гие изделия. Молибденовые стали, раскисленные алюминием в количестве до 200 г на тонну, имеют относительно высокую сопротивляемость графитизации. Эти же стали, раскисленные алюминием в количестве 600 г на тонну и выше, обладают низкой сопротивляемостью графитизации. При раскислении стали алю­ минием в количестве 200—600 г на тонну наблюдается различная сопротивляемость графитизации.

Распад цементита в стали происходит медленно, и поэтому требуется значительное время, измеряемое иногда годами, чтобы графит можно было обнаружить микроскопическим исследованием при помощи оптического микроскопа. На рис. 44 показаны полу­ ченные Н. В. Ульяновой в лабораторных условиях структуры сталей с выделившимся графитом. В зависимости от многих фак­ торов графитные выделения имеют различную форму и величину. Наибольшую опасность представляют скопления сегрегирован­ ного графита, образующие хрупкие с низкой прочностью зоны в стали, в которых может произойти разрушение. Графитовые пластинки снижают прочность стали так же, как острые прорези, вокруг которых развивается концентрация напряжений. Менее опасны небольшие точечные образования графита. Повышение температуры ускоряет процесс графитизации, причем влияние температуры значительно эффективнее, чем влияние времени.

Опытные данные позволяют заключить, что напряжения влияют как на скорость графитизации, так и на распределение и величину графитных выделений.

Например, установлено ускоряющее влияние холодной пласти­ ческой деформации, которая, как известно, сопровождается обра­ зованием соответствующих напряжений в металле. Остаточные зональные напряжения, появившиеся в результате неравномер­ ного охлаждения в процессе термической обработки,, ускоряют графитизацию в несколько раз и вызывают образование крупных графитовых скоплений. Предпочтительным местом графитизации металла в рабочих условиях являются низкотемпературные участки зоны теплового влияния сварных швов. Вместе с тем ми­ кроанализ образцов, вырезанных из сварных швов, подвергнутых длительной выдержке в лабораторных печах при высоких темпе­ ратурах, но при отсутствии напряжений, показал, что зона тепло­ вого влияния не оказывается местом предпочтительной графити-

112

зации. Сопоставление указанных фактов позволяет предпола­ гать, что роль напряжений в процессе графитизации является значительной.

Химический состав стали также влияет па графитизацию. Препятствуют графитизации карбидообразующие элементы, на-

Рис. 44. Графит в микроструктуре трубной стали с 0,5% Мо:

а — отдельные скопления графитаг б — сегрегированный графит (Х 500)

пример: марганец, молибден, хром, титан, бор и ниобий. Элемен­ тами, способствующими графитизации, являются углерод, крем­ ний, никель и алюминий. От соотношения содержания указанных элементов в стали зависит сопротивляемость графитизации. Иссле­ дования показали, что особенно эффективно повышает сопроти­ вляемость графитизации хром. Достаточно ввести в стали 15М, 20М и пр. небольшое количество хрома (0,3—0,5%), чтобы предотвра­ тить или, по крайней мере, резко замедлить процесс графи­ тизации .

ИССЛЕДОВАНИЯ с к л о н н о с т и

КМ Е Ж К РИ С Т А Л Л И Т Н О Й К ОРРО ЗИИ

Визвестных условиях некоторые аустенитные стали обнаружи­ вают склонность к особому виду коррозионного разрушения,

развивающемуся главным образом по границам зерен металла и не затрагивающему или затрагивающему только в небольшой степени основную массу кристаллических зерен аустенита. Этот вид коррозионного разрушения носит название межкристаллит­ ной или интеркристаллитной коррозии и присущ, например, хромоникелевой стали 18-8.

Эта сталь после закалки с 1000— 1050° С в воде представляет собой пересыщенный углеродом (так как растворимость углерода в аустените в стали 18-8 весьма мала) однородный твердый рас­ твор у. Такой раствор неустойчив. При нагреве стали до 500° С и выше из твердого раствора у выделяются карбиды, богатые хромом. Первоначально мелкодисперсные карбиды выделяются по границам зерен, а затем происходит укрупнение и коагуляция выделившихся карбидов. В процессе образования и выпадения карбидов соседние с ними участки твердого раствора обедняются хромом и углеродом. Вдоль границ зерен аустенита созда­ ются узкие прослойки или зоны бедного хромом твердого рас­ твора.

Хром играет очень важную роль как элемент, в значительной степени определяющий коррозионную стойкость стали. Если содержание хрома в твердом растворе оказывается на отдельных его участках ниже некоторого минимально допустимого, то кор­ розионная стойкость этих участков резко снижается. Поэтому, если в стали 18-8 произошло выпадение богатых хромом карбидов по границам зерен, то при общей высокой сопротивляемости стали действию коррозионных сред тонкие прослойки металла вдоль границ зерен, обедненные хромом, будут иметь резко сниженную коррозионную стойкость.

Та или иная среда, не способная вызвать коррозионное разру­ шение стали 18-8 в обычном ее состоянии, может оказаться доста­ точно агрессивной для того, чтобы коррозия начала интенсивно развиваться в обедненных хромом пограничных зонах. В таких условиях в аустенитной стали возможен процесс избирательного коррозионного разрушения по границам зерен. На рис. 45 пока­ зана структура аустенитной стали с выпавшими по границам зерен карбидами после нагрева до 600° С.

Наряду с выделением карбидов в стали происходит образо­ вание а-фазы в обедненных хромом и углеродом участках. Раство­ римость никеля в аустените больше, чем в феррите, поэтому может произойти обеднение околограничных прослоек металла не только хромом, но и никелем. На границах зерен создается значительная структурная неоднородность, а образующиеся кар­ биды и феррит будут иметь иные потенциалы, чем аустенит.

114