12.02.2018

Супермартенситные нержавеющие стали


Супермартенситные нержавеющие стали были представлены в 90-е годы XX века как недорогая альтернатива аустенитным и дуплексным нержавеющим сталям для изготовления трубопроводов, эксплуатируемых под водой. Эти стали имеют сопоставимые свойства и лучшую свариваемость по сравнению с марками стандартных мартенситных сталей. Их более низкая стоимость по сравнению с отмеченными группами сталей связана с меньшим содержанием легирующих элементов. Супермартенситные нержавеющие стали используются в нефтехимической промышленности: в трубопроводах сбора или транспортировки нефти и газа, содержащих углекислый газ или сероводород до переработки нефтепродуктов.

Улучшение свариваемости этих сталей по сравнению с обыкновенными мартенситными достигается снижением содержания углерода до 0,02 % или менее, что позволяет формироваться "мягкому" низкоуглеродистому мартенситу, который более стоек к водородному растрескиванию по сравнению со стандартными мартенситными сталями. Проведение отпуска также требуется для оптимизации свойств, однако в некоторых случаях конструкции из таких сталей можно использовать и в состоянии после сварки. С целью компенсации снижения углерода в эти стали добавляют никель для формирования аустенита и расширения аустенитной области на фазовой диаграмме, что повышает твердость стали. Молибден добавляют для повышения стойкости к коррозии, в то время как титан — для стабилизации углерода за счет формирования карбида TiС и модифицирующего воздействия для измельчения зерна. В работе дан обзор супермартенситных сталей, которые подразделены на три группы - низко-, средне- и высоколегированные.
В табл. 4.8 приведен примерный химический состав этих трех групп супермартенситных нержавеющих сталей. Такие стали интенсивно разрабатываются, часто появляются марки с новым химическим составом, но на момент публикации данной монографии отсутствовала их промышленная стандартизация.

Механические свойства указанных сталей сопоставимы с таковыми для стандартных мартенситных нержавеющих сталей. Нормируемые значения механических свойств: предел текучести — от 625 до 760 МПа (от 90 до 110 ksi); предел прочности — от 830 до 900 МПа (от 120 до 130 ksi) и относительное удлинение — от 18 до 25 %. Указанные свойства относятся к закаленному и отпущенному основному металлу. Кристаллизуясь в ферритную фазу, эти стали показывают хорошую стойкость против кристаллизационных трещин в сварных швах. Склонность к водородному растрескиванию у них также низка благодаря низкому содержанию углерода и "мягкости" мартенсита. Твердость в состоянии после сварки обычно ниже 30 H RC (около 300 HV).

Для сварки этих сталей экспериментально подбирали присадочные материалы по химическому составу, сходному основному металлу по прочности и коррозионной стойкости, но в настоящее время имеется очень мало таких присадочных материалов. Дуплексные нержавеющие стали, например, марки 2209, могут также использоваться в качестве присадки для формирования прочного и вязкого металла шва, но прочность его будет ниже прочности основного металла. Присадочные материалы высокопрочных супердуплексных нержавеющих сталей с содержанием хрома 25 %, известные под торговой маркой Zeron 100, могут обеспечить прочность шва, близкую к прочности основного металла в состоянии после сварки. Многие мили подводных трубопроводов, изготовленных из таких сталей, были проложены в Северном море и других местах. Первоначально трубопроводы вводили в эксплуатацию в состоянии после сварки, но при этом наблюдалась межкристаллитная коррозия в ЗТВ 1161. Было установлено, что краткая послесварочная термическая обработка (нагрев в течение 5 мин при температуре 650 °C (1200 °F) с последующей закалкой в воде) решает проблему межкристаллитной коррозии без образования нежелательных выделений в корневых проходах сварных швов дуплексных нержавеющих сталей с содержанием хрома 22 % или в заполняющих проходах супердуплексных сталей с содержанием хрома 25 %. На момент написания данной монографии такой подход стал общепринятым для шельфовых трубопроводов, изготовляемых из супермартенситных нержавеющих сталей. Следует отметить, что присадочные материалы из дуплексных нержавеющих сталей не могут использоваться в случае применения послесварочной термообработки с более длительным подогревом вследствие охрупчивания из-за интерметаллидных выделений при такой термообработке. Этот аспект рассмотрен более детально в главе 7.

Супермартенситные нержавеющие стали преимущественно имеют структуру мартенсита в состоянии после сварки, как и стандартные марки мартенситных нержавеющих сталей с содержанием хрома от 12 до 13 %, но многие из этих сталей могут содержать в микроструктуре при комнатной температуре и некоторое количество феррита. Вследствие значительного содержания никеля и очень низкого содержания углерода диаграмма автора работы не дает точного прогнозирования содержания феррита и ее не следует применять в таком виде для этих сталей.

Сотрудниками Британского института сварки была разработана предварительная диаграмма (рис. 4.16) для прогнозирования содержания феррита в ЗТВ низкоуглеродистых сталей с содержанием хрома 13 %. Число исследованных сталей было незначительно, особенно с высоким содержанием никеля. Поэтому данную диаграмму следует рассматривать скорее как дающую качественную оценку микроструктуре. Кроме того, поскольку диаграмма разработана для оценки микроструктуры ЗТВ, ее применение к металлу шва остается проблематичным.
При высоком содержании никеля в среднелегированных и особенно в высоколегированных супермартенситных нержавеющих сталях резко снижается температура ACl, при которой при нагревании начинает формироваться аустенит. Исходя из соотношения, полученного в Британском институте сварки, при содержании никеля 4 % значение ACl может составить 500 °C (930 °F). В свою очередь это может усложнить проведение послесварочной термической обработки, поскольку для отпуска мартенситных сталей требуется температура свыше 600 °C (1110 °F). Ниже 600 °C (1110 °F) скорость диффузии становится низкой, и время выдержки при такой температуре может быть весьма значительным. Для оценки значения ACl сталей с содержанием хрома 13 % и углерода менее 0,05 % Британским институтом сварки предложено следующее выражение:
В работе показано, что для низколегированных супермартенситных сталей действительное значение ACl составляет примерно 650 °C (1200 °F), а для высоколегированных — 630 °С (1170 °F). Это существенно выше значений, полученных по формуле (4.3). Исходя из такого различия, выбор температуры послесварочного отпуска необходимо производить весьма осторожно и проверять экспериментально во избежание непредвиденной закалки структуры, сформировавшейся вследствие частичного превращения в аустенит.

Следует отметить, что никель оказывает сильное влияние, однако можно использовать легирование молибденом для противодействия снижению температуры ACl. Если при послесварочной термической обработке вновь происходит образование аустенита, то свойства материала деградируют. Однако в состоянии поставки среднелегированные и особенно высоколегированные супермартенситные нержавеющие стали содержат значительное количество остаточного аустенита, что положительно влияет на ударную вязкость.

Послесварочная термическая обработка обычно рекомендуется при использовании присадочного материала с химическим составом, сходным с химическим составом основного металла. Это применяется для обеспечения отпуска мартенсита, что позволяет увеличить ударную вязкость и пластические свойства, но при этом прочность снижается на 10—20 %. Как было отмечено ранее, высокое содержание никеля снижает значение ACl и, следовательно, ограничивает температуру послесварочной термической обработки этой величиной. Отпуск при температуре ACl приведет к повторному образованию аустенита и соответствующей потере свойств. Аустенит, образовавшийся при отпуске, трансформируется в "свежий" мартенсит при охлаждении до комнатной температуры. Отметим, что послесварочная термическая обработка в течение 5 минут при температуре 650 °C (1200 °F), обычно используемая при изготовлении трубопроводов из супермартенситных нержавеющих сталей, применяется ко многим таким сталям при температуре свыше ACl.
Влияние времени отпуска и температуры на снижение твердости супермартенситных сталей показано на рис. 4.17. Совместное влияние времени и температуры вновь показано с использованием параметра P (Larson-Мillеr). Следует заметить, что темп падения твердости одинаков при различном содержании углерода и что при более высоком его содержании эффект упрочнения наблюдается при более высоких значениях параметра Р. На рис. 4.18 показано влияние температуры отпуска на формирование аустенита. Нельзя не заметить, что при температуре 600 °C (1110 °F) микроструктура стали 13Сr—6Ni может содержать до 30 % остаточного аустенита.

Ожидается, что супермартенситные стали будут и далее развиваться как важный технический материал для нефтяной и газовой промышленности, а также и для других целей. В момент написания данной монографии продолжаются интенсивные исследования по металлургии сварки этих сталей и выявлению соотношений микроструктура — свойства. Прогресс в металлургии сварки и свариваемости супермартенситных сталей будет ключевым аспектом для их широкого внедрения.





Яндекс.Метрика