Химический состав коррозионно-стойких сталей

Марка стали	Содержание элементов, %
	C		Si		Mn		Cr		Ni		Другие элементы
Хромоникелевые
08Х10Н10Т		 0,08		 0,8		 2		17...18		9...11		(5.С...0,7) Ti
12Х18Н10Т		0,12		0,8		–		17...18		9…11		(5.С...0,8) Ti
03Х18Н11		0,03		0,8		2		17...18		10,5..12,5		–
06Х18Н11		0,06		0,8		2		17...18		10...12		–
08Х18Н12Б		0,08		0,8		2		17...18		11...13		(10.С...1,1) Nb
Хромомарганцовистые и хромоникельмарганцовистые
10Х14Г14Н4Т		 0,10		 0,8		13...15		13...16		2,8–4,5		5(C...0,02)Ti
10Х14АГ5		0,10		0,8		14,5...16,5		13...15		–		(0,15..0,25N)Ti
07Х21Г7АН5		0,10		0,7		6...7,5		19,5..21		–		(0,15..0,25N)Ti
Хромоникельмолибденовые
08Х17Н13М2Т		 0,08		 0,8		 2		16...18		12...14		(5.С...0,7)Ti (2,5...3,5)Mo
10Х17Н13М2Т		0,10		0,8		2		16...18		12...14		(5.С...0,7)Ti (3,5...4,0)Mo
03Х10Н15М3		0,06		0,6		0,8		15...17		14...16		(0,3...0,6)Ti (3,0...4,0)Mo
03Х21Н21М4ГБ		0,03		0,6		1,8–2,5		20...22		20…22		(15.С...0,8)Nb (3,4...3,7)Mo
Высококремнистые
02Х8Н22С6		 0,02		5,4..6,7		 0,6		7,5...10		21...23		(5,5...6,5)Si
15Х18Н12СЧТЮ		0,15		3,8..4,5		0,5...1		17...19		11...13		(3,5...4,5)Si (0,13...0,35)Al

Примечание. Содержание S  0,02 %, P  0,03 % для всех сталей.

Таблица 22

Химических состав некоторых жаропрочных сталей

Марка стали	Содержание элементов, %
	C	Si	Mn	Cr	Ni	W	Nb	Другие элементы
08Х16Н9М2	0,08	0,6	1..1,5	15,5..17	8,5...10	–	–	W (1,0...1,5)
10Х14Н14В2М	0,10	0,8	0,7	13...15	13...16	3...4	–	Mo (0,45..0,6)
09Х14Н18ВБР	0,09	0,6	1,5	13...15	18...20	2...2,75	0,9...1,3	B (0,005)
20Х23Н13	0,20	1,0	2,0	22...25	12...15	–	–	B (0,25)
20Х25Н20С2	0,20	2,5	1,5	24...27	18...21	–	–	–
10Х15Н35ВТ	0,12	0,6	1,5	14...16	34...38	2,8...3,5	–	Ti (1,1...1,5)
10Х12Н20Т3Р	0,10	1,0	1,0	10...12	18...21	–	–	Ti (2,3...2,8) B (0,5...0,008)

Аустенитные хромоникелевые стали предназначены для изготовления теплоэнергетических, химических и атомных установок, испытывающих совместное действие напряжений, высоких температур и агрессивных сред (лопатки газовых турбин, камеры сгорания, автоклавы, трубопроводы с жидким теплоносителем и т.п.).

Структура хромоникелевых сталей зависит от содержания С, Cr, Ni и скорости охлаждения. Углерод может находиться в твердом растворе (фаза внедрения) или в составе карбидов (карбонитридов) различной степени дисперсности.

Как видно из приведенной диаграммы (рис. 38), для сплава, содержащего 0,1 % С, возможны следующие превращения.

Рис. 38. Диаграмма состояния Fe–Cr–Ni–C стали 18-8

По достижении температуры, отвечающей точке 1, из жидкого расплава выпадают кристаллы первичного феррита (–Fe). От точки 2 и ниже начинается выпадение кристаллов легированного аустенита, имеющего ГЦК-решетку –Fe. При температуре, отвечающей точке 3, произойдет превращение – и сталь получит аустенитную структуру.

Далее в условиях медленного охлаждения при Т900°С (точка 4) из аустенита начнут выделятся по границам зерен карбиды хрома, так как уменьшается их предельная растворимость в аустените (линия ESP). Поэтому ниже точки 5 (линия SK), вследствие уменьшения стабильности аустенита, будет выделяться и вторичным ферритом (–).

Сталь приобретает аустенитную структуру с расположенными по границам зерен вторичными карбидами и вторичным ферритом, упрочняющими металл.

При быстром охлаждении (закалке) с температур выше SE (точка 4) распад твердого раствора не успевает произойти и аустенит фиксируется в перенасыщенном неустойчивом состоянии, в металле фиксируется однородная аустенитная структура без карбидных внедрений и даже без внедрений вторичного феррита.

В таких случаях металл приобретает наиболее ценные свойства. Так, после закалки на аустенит от 1100-1150 С стали характеризуются следующими свойствами:

• для сталей типа 18-10 – _т > 200 МПа; _в > 550 МПа;  > 45 %;  > 55 %;

• для сталей типа 25-20 – _т > 300 МПа; _в > 600 МПа;  > 33 %;  > 50 %.

Ударная вязкость хромоникелевых сталей составляет 2,8...3,2 МДж/м²при твердости металла не более НВ 160...170.

Химический состав Cr-Ni сталей оказывает решающее влияние на структуру металла шва (рис. 39).

Рис. 39. Псевдобинарная диаграмма Fe–Ni–C при Fe = 75 %

В стабильно-аустенитных сталях с соотношением Cr/Ni < 1,12 кристаллизация протекает путем выделения из жидкости –твердого раствора до полного исчезновения жидкой фазы. При Crэ/Niэ < 1,3 в интервале Тл – Тс происходит последовательное выделение из жидкости двух твердых фаз: аустенита и междендридного эвтектического феррита, который образуется из последних порций жидкой фазы, обогащенных Сг и Ni по ликвационному механизму.

В условиях ускоренного охлаждения при сварке швы состоят из крупнокристаллической матрицы с остаточным ферритом в виде прерывающих выделений по границам дендритных ячеек.

Несмотря на наличие этого феррита, стали указанных составов претерпевают по существу однофазную кристаллизацию, что приводит к формированию крупных кристаллов со слабо развитыми осями второго порядка и со значительно развитой ликвацией.

Наиболее крупное кристаллическое строение имеет центр шва, куда в результате конкурентного роста вклинивается и прорастает ограниченное число кристаллитов.

При Cr_э/Ni_э > 1,3 наблюдаются принципиальные изменения в формировании шва.

Ведущей фазой при кристаллизации в этих сталях является феррит. Из него формируется осевая часть дендритных ячеек, где в результате ликвации меньше Ni. Этот феррит называется вермикулярным, т.е. преобладающим. Остальная часть жидкости образует –твердый раствор.

В результате совместной кристаллизации феррита и аустенита образуются ячейки с весьма развитой дендритной формой и высокой дисперсностью. Кроме того, в междендритных пространствах, обогащенных Сг, образуется эвтектический феррит.

После замедленного охлаждения в швах этого состава сохраняется 5...6 % остаточного феррита. Остальной феррит преобразуется в аустенит в твердофазном состоянии. Такой шов приобретает однофазную структуру после аустенизации.

Наряду со структурным составом важным параметром строения шва является схема его кристаллизации. Сварка с большими скоростями приводит к образованию неблагоприятно высокого угла встречи между двумя растущими кристаллами, а сварка с малыми скоростями – к возникновению осевого кристалла, стыкующегося с двух сторон с двумя фронтами кристаллитов под большим углом.

Значительная разориентировка между осевыми и боковыми кристаллами увеличивает ликвацию по границам и плотность ростовых дислокаций. Наиболее благоприятная схема кристаллизации с изгибом кристаллов, при котором угол срастания кристаллов в центре шва близок к нулю.

В условиях многослойной сварки крупные кристаллы предшествующего слоя служат плоскими зародышами для последующего слоя, что приводит к транскристаллитному строению швов.

В зоне термического влияния стабильно-аустенитных сталей происходят следующие необратимые изменения:

– расплавление сегрегатов и неметаллических включений вдоль строчечных выделений с последующим образованием легкоплавкой карбидной эвтектики и трещин надрывом по периферии шва;

– образование –Fe;

– коагуляция и растворение избыточных упрочняющих фаз;

– рост зерен в зоне нагрева выше 1000 °С, что приводит к разнозернистости и разупрочнению металла. Особенно неравномерно растет зерно в гомогенных сталях, находящихся перед сваркой в состоянии наклепа на 5...15 %.