Ферритные хромистые стали

Существенное повышение коррозионной стойкости стали дости­гается при увеличении содержания хрома до 17 % и более. Это стали ферритного класса. Получение чисто ферритной струк­туры стали с 17—28 % Сr дает возможность весьма удачно сочетать коррозионные свойства.

Стойкость ферритных сталей к питтинговой коррозии зависит от содержания в них хрома и молибдена, снижающих склонность стали к этому виду коррозии. На рис. 25 показано влияние хрома и молибдена на величину потенциала питтингообразования хро­мистого феррита высокой чистоты. При отсутствии молибдена наи­лучшей стойкостью обладает сталь, содержащая 28 % Сг, Наибо­лее высокие значения потенциала питтингообразования наблю­даются в стали, легированной 21—22 % Сг и 1,7—3 % Мо. Полу­чаемые при этом значения потенциала питтингообразования для ферритной хромомолибденовой стали высокой чистоты значительно выше соответствующих характеристик для аустенитной хромони­келевой стали типа Х18Н10Т и X17H13M3T.

Рис. 25 Влияние хрома и молибдена на потенциал пнттингообразования ферритных сталей высокой чистоты в 3 %-ном растворе NaCl при 25 °С:

Сравнительное исследование стойкости против коррозии под напряжением коррозионностойких сталей различных классов по­казывает превосходство хромистых ферритных сталей перед хромо­никелевой аустенитной. Предел длительной коррозионной стой­кости для стали 08Х18Ш0Т (5) составляет 150 МПа, тогда как для сталей 08Х17Т (3) и 15Х25Т (2) он равен соответственно 350 и 450 МПа (рис. 26). Разница в данной характеристике для сталей 08Х17Т (5) и 15Х25Т (2) указывает также на положительное влия­ние хрома; аустенитно-ферритная сталь 08Х22Н6Т (4) занимает промежуточное положение. Сталь Х20Н40 (/) имеет предел длитель­ной коррозионной стойкости 550 МПа.

Рис 26. Стойкость против коррозионного растрескивания сталей различных классов после испытания в 42 % MgCl при _кип

Ферритные стали с 12—17 % Сг имеют высокое сопротивление распуханию в условиях нейтронного облучения в отличие от аустенитных сталей типа Х18Н10 и Х16Н11МЗ.

Есть ряд положительных качеств высокохромистых фер­ритных сталей относительно сопротивления некоторым видам кор­розионных повреждений. Однако их широкое использование на практике не может быть предпринято без обеспечения высокой чистоты по ряду примесных элементов.

Одной из причин подобного положения является повышенная чувствительность высокохромистых ферритных сталей к хладно­ломкости, которая усугубляется их склонностью к росту зерна даже при относительно кратковременных нагревах выше темпера­тур 850—900 °С.

Решающее влияние на хладноломкость ферритных сталей ока­зывают примеси внедрения — углерод и азот. На рис. 27 доказано влияние суммарного содержания этих элементов на температуру перехода стали Х17 в хрупкое состояние, определенную испыта­ниями на ударную вязкость на образцах типа Шарпи. Сталь прошла термическую обработку, имитирующую влияние сварочного цикла— нагрев при 1100°С в течение 10 мин и охлаждение в воде. После указанной термической обработки величина зерна в стали состав­ляла 0,3—0,8 мм. Для того, чтобы температура перехода (Т_х) стали Х17 после воздействия термического цикла сварки находилась ниже нуля градусов (что необходимо для надежной службы), со­держание углерода и азота в сумме не должно превышать 0,01— 0,015 %. Увеличение содержания С + N до 0,02 % и более приво­дит к повышению переходной температуры до 100 °С и выше. Значи­тельно повышают переходную температуру фосфор и кислород, в меньшей степени — сера, марганец и кремний. Увеличение со­держания фосфора или кислорода на 0,01 % повышает переходную температуру примерно на 25—30 °С.

Рис. 27. Влияние углерода (/) и азота (2) на температуру перехода стали Х17 в хрупкое состояние

Присутствие углерода и азота в ферритных хромистых сталях является причиной возникновения межкристаллитной коррозии. Склонность к межкристаллитной коррозии в сталях данного типа возникает после высокотемпературного нагрева (выше 900—1000 °С) и быстрого охлаждения. Предположительно механизм межкристал­литной коррозии в ферритных сталях заключается в обеднении пограничных областей хромом при выделении карбидов типа Сг₂₃С₆ в процессе охлаждения после высокотемпературного нагрева. Вы­сокотемпературный нагрев приводит к частичному и полному раст­ворению имеющихся в стали карбидов, образовавшихся в процессе предшествующей обработки. Пересыщенный a-твердый раствор при охлаждении претерпевает распад с выделением по границам зерен карбида Сг₂₃С₆. Наряду с углеродом отрицательное влияние на стойкость к межкристаллитной коррозии оказывает также азот, участвующий в образовании карбонитридов хрома.

Таким образом, ферритные хромистые стали весьма чувстви­тельны к присутствию примесей, необходимость снижения содер­жания которых создает значительные трудности при выплавке.