12.02.2018

Зона расплавления ферритных нержавеющих сталей


Последовательность кристаллизации и превращения

Начальная кристаллизация сварных швов ферритных нержавеющих сталей происходит в виде первичного феррита. Микроструктура зоны расплавления может быть полностью ферритной или состоять из смеси феррита и мартенсита, который расположен по границам зерен феррита. Возможны три типа кристаллизации и последующих превращений в ферритных нержавеющих сталях. Первый из них простейший.

Превращение типа 1 — полностью ферритная микроструктура

L —> L + F —> F.

Такие превращения имеют место, когда отношение концентраций элементов ферритообразователей и элементов аустенитообразователей высоко и образование аустенита при повышенных температурах полностью подавлено. Этот характер превращений наблюдается в следующих сталях:

1) в низкохромистых с низким содержанием углерода — марок 405 и 409;

2) в среднехромистых — марок 439, 444 и 468, когда в качестве стабилизирующих карбидообразователей добавлены титан и ниобий, которые эффективно снимают негативную аустенизирующую способность углерода;

3) в высокохромистых — марок ХМ-27 (часто обозначаемой E-Brite или E-Brite 26-1), 25-4-4, 29-4 и 29-4-2, в которых высокое содержание хрома оказывает доминирующее действие.

Вследствие отсутствия высокотемпературного аустенита рост зерна феррита при охлаждении с температур кристаллизации может быть весьма существенным, особенно в металле сварных швов, выполненных со значительным тепловложением. Примеры литой полностью ферритной микроструктуры металла шва, выполненного дуговой сваркой вольфрамовым электродом в защитном газе, из тонколистовой стали марок 409 и 439, приведены на рис. 5.9. Следует отметить, что размер зерна весьма велик и не просматриваются субзерна кристаллизации (ячейки или дендриты). Отсутствие явной кристаллизационной сегрегации — следствие нескольких факторов:

- относительно узкий температурный интервал кристаллизации;

- слабая или полностью отсутствующая сегрегация хрома;

- высокая скорость диффузии в феррите, устраняющая градиенты химического состава, формирование которых возможно при кристаллизации. В частности, скорость диффузии углерода в феррите при повышенных температурах крайне высока.
Если в литой зоне присутствует мартенсит, то возможны два типа превращения. Согласно приведенному ниже превращению, кристаллизация переходит полностью в ферритную фазу, которая стабильна в твердом состоянии в определенном диапазоне температуры.

Превращение типа 2 - феррит и мартенсит

L —> L + F —> F —> F + A —> F + M.

По мере охлаждения при повышенных температурах по границам ферритных зерен образуется некоторое количество аустенита. Он трансформируется в мартенсит при охлаждении литой зоны до комнатной температуры. Это следует из данных, представленных на рис. 5.1, при содержании углерода в диапазоне от 0,05 до 0,15 %. По мере увеличения в стали содержания углерода (или другого аустенизатора) температура превращения феррита повышается, а диапазон температуры, в котором феррит стабилен в твердом состоянии, сужается. Это может быть важно для роста зерен феррита, поскольку с началом образования аустенита по границам зерен феррита их рост прекратится. Такой характер превращения имеет место в сталях марок 430 и 434; при низком содержании углерода — в сталях марок 442 и 446; в высокоуглеродистых марок 405 и 409 (старой версии).
Аустенит может также образовываться в конце процесса кристаллизации в соответствии с приведенным характером превращения.

Превращение типа 3 — феррит и мартенсит

L —> L + F —> L + F + А —> F + А —> F + М.

Следует отметить, что кристаллизация начинается с образования первичного феррита, но некоторое количество аустенита образуется в конце процесса кристаллизации за счет сложной перитектико-эвтектической реакции. Такой характер превращения также можно объяснить с помощью рис. 5.1, если учесть, что содержание углерода в стали превышает 0,15 %. Обратим внимание на то, что трехфазная область, состоящая из феррита, аустенита и жидкости, расположена ниже области существования первичного феррита и жидкости. Затем сталь охлаждается в твердом состоянии через двухфазную область феррит + ауетенит. При высокой скорости охлаждения аустенит превращается в мартенсит. Такой тип превращения характерен для сталей марок 442 и 446 с высоким содержанием углерода.

Последний тип превращения по сравнению с типом 2 дает большую объемную долю мартенсита в микроструктуре литой зоны. Однако образование аустенита в конце процесса кристаллизации и его присутствие в твердой фазе при повышенных температурах ограничивают рост зерна по сравнению с превращением типа 2, так как в последнем случае полностью ферритная структура существует в определенном температурном диапазоне. Именно в пределах этого высокотемпературного диапазона существования феррита и происходит быстрый рост зерна. Далее будет рассмотрен вопрос: насколько крупное ферритное зерно в металле шва и ЗТВ снижает ударную вязкость и пластичность.

Двухфазная феррито-мартенситная микроструктура литой зоны представлена на рис. 5.10. Мартенсит располагается вдоль границ ферритных зерен как непрерывная пограничная область. По мере роста количества мартенсита он начинает существовать в виде пластин структуры Видманштетта, которая зарождается на границах зерен, а также внутри них. Следует помнить, что мартенсит отражает морфологию аустенита, образовавшегося при повышенных температурах.

Поведение дисперсионных выделений зоны расплавления при сварке

В металле швов ферритных нержавеющих сталей часто имеют место высокодисперсные выделения по границам ферритных зерен или по границам феррит-мартенсит. В нестабилизированных сталях, таких как сталь марки 430, этими выделениями прежде всего являются богатые хромом карбиды M23C6 и М23(С, N)6 или нитриды. В стабилизированных сталях (марок 444, 439 и 468) также возможны карбиды типа MC. Пример таких выделений в литой зоне стали марки 439 заметен на рис. 5.9. Аналогичное наблюдается и в ЗТВ. Образование таких выделений происходит вследствие пересыщения ферритной фазы углеродом и азотом при повышенных температурах. При охлаждении выделения могут происходить как на границе зерен, так и внутри них в зависимости от скорости охлаждения. При высоких скоростях охлаждения наблюдаются внутризеренные выделения, в то время как при низких скоростях они происходят по границам зерен. Было установлено, что и природа, и степень дисперсности выделений влияют на механические и коррозионные свойства сварных соединений ферритных нержавеющих сталей.
Как показано на рис. 5.1 и 2.3, растворимость углерода в феррите резко падает по мере охлаждения литой зоны в твердом состоянии. В сталях, содержащих 13 % хрома, при температуре 1400 °C (2550 °F) в феррите растворимо до 0,1 % углерода, но уже при температуре 1100 °C (2010 °F) растворимость углерода почти нулевая. В стали с содержанием 17 % хрома растворимость углерода снижается с 0,15 % при температуре 1400 °С (2550 °F) приблизительно до 0,03 % при температуре 1000 °C (1830 °F). В коммерческих низко- и среднехромистых ферритных нержавеющих сталях, содержащих до 0,05 % углерода, выделение карбидов в зоне расплавления неизбежно при отсутствии карбидостабилизирующих элементов (титана и ниобия) и/или высокотемпературного аустенита. Многие современные марки ферритных нержавеющих сталей содержат от 0,02 до 0,03 % углерода во избежание значительных карбидных выделений, но даже в таких сталях (при отсутствии стабилизации) ожидается некоторое выделение карбидов.

Влияние азота аналогично, как следует из псевдобинарной фазовой диаграммы Fe-Cr-N при содержании 18 % хрома (рис. 5.11). Согласно этой диаграмме, растворимость азота в феррите снижается с 0,08 % при температуре 1300 °C (2370 °F) до 0,02 % и менее при температуре 900 °C (1650 °F). Поскольку большинство коммерческих ферритных нержавеющих сталей первого поколения содержат около 0,05 % азота, то в их ферритной фазе ожидаются выделения, богатые азотом. Аналогично углероду выделения нитридов или карбонитридов можно избежать за счет введения в сталь стабилизирующих элементов, таких как титан и алюминий, которые являются сильными нитридообразователями.

Если при повышенных температурах присутствует аустенит (например, по границам ферритных зерен), то в нем не будет выделений в связи с высокой растворимостью углерода и азота. Как следует из данных, представленных на рис. 5.1 и 5.11, растворимость углерода и азота в сталях с содержанием 17 и 18 % хрома при температуре 1200 °C (2210 °F) составит примерно 0,32 и 0,41 %, соответственно. Таким образом, аустенит при повышенных температурах действует как "поглотитель" этих примесей внедрения. Когда ауетенит присутствует при повышенных температурах, то в результате этого при комнатной температуре существует мартенсит, но в ферритных участках, примыкающих к мартенситу, выделения будут отсутствовать. Это обусловлено высоким "сродством" исходного аустенита с углеродом и азотом при повышенных температурах. Диффузия углерода и азота на малые расстояния из участков феррита в участки аустенита снижает концентрацию этих элементов в феррите, а при охлаждении в интервале температур образования выделений снижаются движушие силы такого образования. Пример свободных от выделений участков наплавленного металла шва стали марки 430 приведен на рис. 5.10.

Выделения также могут образовываться вдоль границы феррит-феррит или феррит — мартенсит. Это обычно богатые хромом карбиды M23C6 и M23(C,N)6. Такие выделения могут привести к локальному обеднению хромом вблизи границы, и такая область станет чувствительной (sensitive) коррозионному воздействию. Это явление, известное как сенсибилизация (sensitization), рассматривается более подробно в разделе 5.6. Выделения карбидов, карбонитридов и нитридов можно эффективно подавлять, снижая уровень содержания углерода и азота до крайне низких величин (менее 0,01 %) либо добавками стабилизирующих элементов, либо обоими способами. Во многих марках высокохромистых ферритных сталей третьего поколения, таких как E-Brite 26-1, содержание углерода ограничено менее чем 0,01 %, азота — 0,02 %, и в них содержатся добавки титана и ниобия. Как отмечено далее в этой главе, для сохранения механических и коррозионных свойств этих сталей очень важно избежать выделений.

Прогнозирование микроструктуры

Как отмечалось ранее, для прогнозирования микроструктуры сварных соединений был разработан ряд соотношений и диаграмм. Диаграмма Шеффлера соответствует химическому составу ферритных нержавеющих сталей, но было показано, что она не достаточно точна для прогнозирования наличия мартенсита в ферритных сталях. Ферритный фактор (К-фактор) позволяет уточнить, является ли сталь полностью ферритной, но он не дает информации о количестве мартенсита в микроструктуре. К-фактор, определяемый по формуле (5.1), нельзя применять одинаково ко всем сталям, низко- и среднехромистые стали необходимо рассматривать отдельно.
Для нержавеющих сталей марок 405 и 409 автор работы нашел, что К-фактор должен превышать 13,5 для предотвращения образования мартенсита в сварных швах. В среднехромистых сталях, таких как марок 430 и 439, К-фактор должен превышать 17,0. Практически многие коммерческие низкохромистые стали имеют такой химический состав, что К-фактор приближается или превышает значение, равное 13,5, и металл шва обычно полностью ферритный или содержит только малое количество мартенсита. Нужное значение К-фактора и соответствующая микроструктура достигаются снижением содержания углерода, добавками титана или комбинацией обоих подходов.
Диаграмма автора, как отмечалось ранее, была разработана с целью прогнозирования микроструктуры металла швов для обоих классов нержавеющих сталей — мартенситного и ферритного. Диаграмма приведена на рис. 5.12 для демонстрации применения ее для ферритных нержавеющих сталей. На ней нанесены диапазоны химических составов сталей марок 409 (UNS S40910), 430 и 439. Следует отметить, что стали 409 и 430 перекрывают ферритно-мартенситную область диаграммы, в то время как сталь 439, стабилизированная титаном, полностью попадает в ферритную область. Химический состав стали марки 409 с более жестким ограничением по содержанию углерода — не менее 0,03 %, соответствуя стали марки UNS S40910 (см. табл. 5.1), попадает преимущественно в ферритную область диаграммы. Если на диаграмму нанести химический состав этой же стали с большим содержанием углерода - не менее 0,08 %, как у стали UNS S40900, то положение соответствующих точек существенно сместится вверх — в двухфазную область феррит + мартенсит.

На сегодняшний день эта диаграмма наиболее точная для прогнозирования микроструктуры в металле швов ферритных нержавеющих сталей. Она была разработана с использованием химических составов сталей в соответствии с рис. 3.22. Диаграмма может быть неточной, если химический состав рассматриваемых сталей находится вне указанных диапазонов, особенно при низком содержании углерода (менее 0,03 %) или при суммарном содержании алюминия и титана, превышающем 1,0 %.





Яндекс.Метрика