Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионно-стойких сталей и сплавов

Паршин А.М.

Металлургия, 1988 г.

ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СТАЛЯХ ТИПОВ Х18Н10Б. Х14Н14В2М И Х16Н15МЗБ

Микроструктура стали марки 1Х18Н11Б

Аустенитные хромоникелевые стали типа X18Н11Б (18— 8Nb) отличаются от сталей типа 18—8 Ti наличием ниобия (Nb= 1,0—1,5%) вместо титана. В отечественной промышленности стали этого типа применяются для изготовления литых деталей энергетических установок, труб паропроводов и перегревателей и в качестве сварочных материалов.

За рубежом, в частности в США, стали типа 1Х18Н11Б широко применяют для изготовления трубопроводов и трубных систем теплообменных аппаратов атомных энергетических установок.

В литом состоянии сталь 1Х18Н11Б имеет аустенитно-ферритное строение. Содержание феррита в исследованных плавках 6—10%. Вид δ-феррита в литой стали представлен на рис. 29,а. В кованом состоянии количество δ-феррита меньше вследствие частичного превращения его в аустенит. Форма и расположение карбидов ниобия (или карбонитри-дов ниобия) в исследованных плавках существенно различались (рис. 29,6, в). Не исключается, что округлая форма карбидов ниобия и равномерное их распределение обусловили более высокую ударную вязкость литой стали.

При рентгеноструктурном анализе фазовых осадков, выделенных из литой стали, был обнаружен феррониобид типа Fe3Nb. Эта фаза изоморфна фазе Fe₃Ti и имеет тетрагональную решетку с периодами элементарной ячейки: а =

= 0,52 нм, е = 0,83 нм и с/а= 1,596. Первичная фаза Fe3Nb выделялась и обособленно (рис. 29,г) и входила в состав эвтектик, расположенных по границам зерен (рис. 30). Эвтектические образования в литой стали 1Х18Н11Б, как правило, резко дифференцированные, хорошо просматриваемые в обычный микроскоп при увеличениях в 500— 1000 раз. Они состоят из аустенита, карбонитридов ниобия и феррониобида. Однако обнаруживались тройные эвтектики и весьма тонкого строения (рис. 30). Вторичный ферро-титанид обнаруживался только на границах зерен. На возможность образования феррониобидных фаз в хромо-никелевых аустенитных сталях подобного типа указывали Бунградт и Сихровский [247].

Исследование микроструктуры после высокотемпературных нагревов показало, что при 1350 °С происходит плавление эвтектических образований. Расплавлений же по границам зерен, свободных от эвтектик, не было обнаружено не только при 1350 °С, но и при 1400 °С (выдержка 10 мин). Новый δ-феррит в стали марки 1Х18Н11Б появился при 1300 °С (выдержка 1 ч). В механизме распада δ-феррита и выделения σ-фазы из аустенита не обнаружилось каких-либо особенностей, характерных для стали 1X18Н11 Б. Эти процессы протекали по тем же закономерностям, которые были обнаружены для сталей 1Х18Н9Т и ЗХ19Н9МВБТ.

Характерные микроструктуры стали 1Х18Н11Б, отображающие распад δ-феррита и появление нового аустенита, карбидов Сr₂₃С₆ и σ-фазы представлены на рис. 31 и 32. Начало распада δ-феррита после старения длительностью 1000 ч при 600 °С иллюстрирует рис. 31 — появление карбидов Сг₂зСб и каемки нового аустенита на границе раздела δ-феррит — аустенит (верхний снимок) и аустенита внутри зерна δ-феррита (нижний снимок). После полного распада б-феррита (рис. 32) карбидов Сr₂₃С₆ на границе раздела аустенита и бывшего δ-феррита не обнаружено (сравните рис. 32,с с рис. 31,а), что еще раз подтверждает возможность растворения ранее выпавших карбидов типа Сr₂₃С₆ в аустените при длительном старении.

В отличие от стали ЗХ19Н9МВБТ появление σ-фазы на границах и внутри зерен в стали 1Х18Н11Б, как и в сталях типа 1Х18Н9Т, происходит только после более длительного старения, что свидетельствует о большой стабильности сталей типа 18—8 при отсутствии в них молибдена и вольфрама.

НЕКОТОРЫЕ ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТУРНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СТАЛЯХ ТИПА Х14Н14В2М

Рентгеноструктурное исследование фазовых осадков показало, что в высокоуглеродистой стали 4Х14Н14В2М в процессе старения длительностью до 10 000 ч выпадают только карбиды типа Сr₂₃С₆  В низкоуглеродистой стали марки 1Χ14Η14Β2Μ в процессе старения также образуются карбиды типа Сr₂₃С₆, однако после старения длительностью 10 000 ч было обнаружено и небольшое количество фазы Лавеса типа Fe₂W. Результаты количественного и качественного изменения состава фаз в сталях 1Х14Н14В2М и

4Х14Н14В2М в процессе длительного старения при 750 °С приведены на рис. 33.

Исследование показало, что в исходном состоянии (нагрев до 1050 °С, выдержка в течение 1 ч, охлаждение на воздухе) в указанных сталях, кроме аустенитной матрицы имеются карбиды типа Сr₂₃С₆ в количестве соответственно 1,27 и 8,51%. В процессе старения увеличивается карбидный осадок в сталях обеих марок, причем темп выпадения карбидов в стали марки 4Х14Н14В2М после старения длительностью 100 ч несколько замедляется (см. рис. 33). Несмотря на то что в стали 4Х14Н14В2М после аустенизации содержалось уже большое количество обособившихся карбидов [8,51% (вес)], суммарная интенсивность их образования в процессе длительного старения была почти такой же, как и в стали 1Х14Н14В2М. Так, за 10 000 ч старения при 750 °С в стали 1Х14Н14В2М фазовый осадок увеличился на 3,97%, а в стали 4Х14Н14В2М - на 3,29%.

Увеличение фазового осадка в стали 1Х14Н14В2М в процессе длительного старения происходило в основном в результате выделения таких элементов, как хром, железо и вольфрам (см. рис. 33). Увеличение содержания никеля и молибдена в осадке было относительно небольшим и за 10 000 ч составило соответственно 0,07 и 0,21%. В процессе старения этой стали наиболее интенсивно выпадал в осадок вольфрам, количество которого за 10 000 ч увеличилось в !4 раз (с 0,13 до 1,83%). В стали 4Х14Н14В2М увеличение фазового осадка в процессе старения в основном определялось хромом. За 10 000 ч старения содержание его в осадке увеличилось на 2,33% (см. рис. 33).

Качественный анализ изменения фазовых осадков показывает, что в карбидах стали 1Х14Н12В2М в процессе старения содержание железа и никеля уменьшается и происходит обогащение их вольфрамом и в некоторой степени молибденом. Резкое увеличение количества вольфрама после старения длительностью 10 000 ч связано, по-видимому, с выпадением фазы Лавеса типа Fe₂W, в которой может быть растворен и молибден. В таком случае эта фаза может быть охарактеризована формулой Fe(W, Mo). Состав кубического карбида типа Сr₂₃С₆ в стали 1Х14Н14В2М, как и в стали 4Х14Н14В2М, может быть охарактеризован формулой (Cr, Fe, W, Mo, Ni)₂3C₆. Состав этих карбидов в стали 4Х14Н14В2М в процессе старения изменяется относительно мало, но по сравнению с аналогичным карбидом в стали 1Х14Н14В2М он после длительного старения более обогащен хромом и в нем содержится меньше вольфрама и молибдена.

Результаты изучения микроструктуры сталей 1Х14Н14В2М и 4Х14Н14В2М после травления в различных реактивах показали следующее. Микроструктура стали 4Х14Н14В2М в аустенизированном состоянии весьма неоднородна — кроме относительно крупных скоагулированных выделений карбидов, вытянутых в направлении проката, в ней имеются сравнительно мелкие выделения этих карбидов, а также большое количество зон различной травимости.

Вид скоплений и относительно мелких равномерно распределенных карбидов (Cr, Fe, W, Mo, Ni)₂3C₆в стали 4Х14Н14В2М после аустенизации показан на рис. 34, г и д. Зоны повышенной травимости в различной стадии распада иллюстрируются рис. 34, д. Как будет показано далее, эти зоны значительно обогащены легирующими элементами, что обусловливает более ранний их распад. Можно полагать, что обособление такого большого количества карбидов в стали 4Х14Н14В2М, которое обнаруживается после аустенизации (8,51%), происходит в процессе термомеханической обработки — ковки и прокатки. В литом металле крупные скопления карбидов отсутствуют, а количество мелких выделений их внутри зерен и в местах повышенной травимости (по-видимому, в междендритных участках) относительно невелико (рис. 34, а). После ковки и последующей прокатки (рис. 34, бив) появляются ориентированные грубые скопления карбидов в зонах повышенной травимости, а также происходит распад этих зон с образованием относительно мелких еще нескоагулированных карбидов. В процессе длительного старения происходит коагуляция ранее обособившихся карбидов, появление новых карбидов, распад обогащенных зон, а также перераспределение легирующих элементов между твердым раствором   и   карбидами    Микроструктура   стали   марки

4Х14Н14В2М после старения различной длительности показана на рис. 35.

В стали 1Х14Н14В2М по сравнению со сталью 4Х14Н14В2М неоднородность микроструктуры выражена меньше (рис. 36). На границах зерен литого металла обнаруживаются лишь единичные выделения карбидов. После ковки и прокатки в микроструктуре появляются как грубые, так и относительно мелкие скопления карбидов. В процессе старения при 750 °С происходит как распад зон, пересыщенных легирующими элементами (рис. 36, б), так и обособление и коагуляция карбидов внутри и по границам зерен (рис. 36, в).

Проведенное исследование показало, что низко- и высокоуглеродистые аустенитные стали типа Х14Н14В2М имеют весьма неоднородную концентрацию легирующих элементов как в пределах зерен, так и в отдельных зонах матрицы. Количество весьма пересыщенных областей твердого раствора, проявляющихся в виде зон с повышенной травимостью, заметно больше в высокоуглеродистой стали 4Х14Н14В2М, чем в низкоуглеродистой стали этой же композиции. В процессе старения в указанные сталях образуется сложный кубический карбид. Однако после весьма длительного старения в стали 1Х14Н14В2М была обнаружена и фаза Лавеса типа Fe(W, Mo). За более короткое время и наиболее интенсивно карбиды образуются в зонах с повышенной травимостью, что косвенно подтверждает пересыщенность этих областей карбидообразующими элементами. При этом концентрация металлических атомов в карбидах в процессе старения может изменяться в довольно широких пределах.

Карбиды в стали 1Х14Н14В2М более обогащены вольфрамом и молибденом, чем в стали 4Х14Н14В2М. Η. Ф. Лашко связывает это явление с содержанием углерода: в стали 1X14HI4B2M углерода содержится меньше, поэтому он связан с наиболее сильными карбидообразующими элементами. Следует отметить, что в карбидах исследованных сталей вольфрам растворяется в большей степени, чем молибден.