Text
                    Ф. Ф. Химушин
НЕРЖАВЕЮЩИЕ
СТАЛИ
Издание второе переработанное и дополненное
ИЗДАТЕЛЬСТВО* МЕТАЛЛУРГИЯ*
М о с к в а • 1967
**><.0,8.8
библиотек* f
J ctr^vpl i—£><- . . I ; is' f	«
।— *.
3.11
ОГЛАВЛЕНИЕ
Введение........................................................ 10
1
ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ
Введение........................................................ 15
Г лава I. Структура и фазовый состав хромистых сталей........... 16
Система железо—хром........................................ 16
о-фаза в хромистых и других сплавах........................ 19
Влияние легирующих элементов	на образование о-фазы......... 21
<т-фаза в других системах................................   22
Г лава II. Система железо—хром—углерод.......................... 25
Г лава III. Механические свойства хромистых сталей мартенситного и ферритного класса............................................ 38
Хладноломкость хромистых сталей ........................... 40
Хрупкость хромистых сталей	при отпуске 475° С.............. 45
Хрупкость хромистых сталей вследствие перегрева и быстрого охлаждения................................................ 50
Влияние о-фазы на механические свойства хромистых сталей ...	53
Механические свойства хромистых сталей при высоких температурах .................................................... 54
Глава IV. Среднелегированные 5—10%-ные хромистые теплоустойчивые стали.......................................................... 60
Свойства................................................... 60
5%-ная хромистая	сталь с титаном и	ниобием.. 66
5%-ная хромистая	сталь с 0,5% Мо и	0,5% V... 70
Сопротивление окислению 5—10% -ных хромистых сталей в газовых средах...............................................  72
5%-ные хромистые	сложнолегированные стали высокой прочности 75
6% -ная хромистая сталь с 0,4% С, 1,3% Мо и 0,5% V [54] ...	77
Г лава V. Хромокремнистые стали (сильхромы) и другие клапанные стали и сплавы..................................................... 77
Структура и свойства сильхромовых сталей .................. 83
Хромокремнистые стали марок ХЗСЗ и Х9С2 ................... 85
10%-ные хромокремнистые стали типа Х10С2М с молибденом ...	91
3
Хромокремнистая сталь типа 21-2 с никелем (сильхром ХВ) (ЭИ992)	94
Хромоникельмолибденовая сталь типа 24-5-2,5 (сильхром XCR)
(ЭП48).................................................. 95
Глава VI. Нержавеющие !0—!7%-ные хромистые стали мартенситного класса........................................................   98
Свойства хромистых сталей	мартенситного класса.............. 98
12%-ные хромистые стали с повышенным содержанием серы и
селена.............................................. 119
13%-ные хромистые стали с небольшим количеством никеля . . .	123
13%-ные хромистые стали с медью....................... 125
Глава VII. Сложнолегированные 12%-ные хромистые нержавеющие и жаропрочные стали................................... 125
Свойства и структура ...................................... 125
Свойства отдельных марок сложнолегированных сталей......	141
Зарубежные 12%-ные хромистые сложнолегированные стали	...	151
Глава VIII. Хромоникелевая нержавеющая сталь марки 1Х17Н2 (ЭИ268)	156
Свойства стали ............................................ 156
Механические свойства стали 1Х17Н2 при высоких температурах	162
Влияние легирующих элементов на свойства 17%-ных хромистых сталей................................................ 164
17%-ные хромистые нержавеющие стали с высоким содержанием углерода.................................................. 167
Глава IX, Хромистые стали полуферритного и ферритного класса . . .	169
17%-ные хромистые стали полуферритного класса.............. 169
17%-ные хромистые стали с титаном, ниобием и молибденом . . .	175
25—30%-ные хромистые стали ферритного класса (сталь Х27) . .	182
Влияние легирующих элементов на структуру и свойства 25—
30%-ных хромистых сталей................................. 185
Влияние титана, тантала и ниобия па свойства 25—30%-ных хромистых сталей............................................. 187
Стали Х25Т и Х28АН ........................................ 189
Глава X. 17—30%-ные хромистые стали с азотом.................... 192
Влияние азота на структуру и свойства хромистых сталей ...	192
Хромоникельазотистая сталь марки Х28АН (ЭИ657)............. 196
Г лава XI. Хромоалюминиевые сплавы на железной основе........... 198
Влияние алюминияна структуру и свойства хромистых сталей . . .	198
Железоалюминиевый сплав с молибденом типа Fe-16-З (терминол) 206
Г лава XII. Литейные хромистые нержавеющие стали................ 207
Глава XIII. Высокохромистые, кислотостойкие и жаростойкие чугуны . .	214
2
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ И НИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ
Введение..................................................  221
Глава XIV. Железоникелевые сплавы	  222
Структура и свойства..................................  .	222
Система железо—никель ..................................... 222
Система железо—хром—никель ................................ 225
4
Влияние легирующих элементов в железоникелевых и железохромоникелевых сплавах на превращение у->/И...................... 229
a-фаза в хромоникелевых сталях............................. 232
Влияние легирующих элементов на положение а- и у-областей . . .	239
Г лава XV. Хромоникелевые стали переходного класса............... 243
Структура и свойства........................................ 243
Свойства и термическая обработка хромоникелевой стареющей стали Х17Н7Ю (ЭИ973) и Х15Н9Ю (ЭИ904)....................... 251
Глава XVI. Высокопрочные (ржавеющие) железоникелевые сплавы со стареющим мартенситом............................................ 262
Структура, свойства и составы сплавов....................... 262
Сварка железоникелевых сплавов со стареющим мартенситом . . .	269
Свойства железоникелевых сплавов при повышенных и криогенных температурах ............................................... 271
Г лава XVII. Хромоникелевые а у стенито-ферритные стали . . . . • . •	273
Структура и свойства ........................................ 273
Хромоникельмолибденовая	сталь	0Х21Н6М2Т (ЭП54)............ 282
Хромоникельмолибденовая	сталь	типа	27-4-Мо................ 283
Хромоникелевые коррозионностойкие стали типа 18-8 и 18-5 с кремнием.................................................. 284
Влияние кремния на свойства сварных	соединений.............. 288
Хромоникелевые стали типа 18-8, 18-15, 18-25 с присадками кремния, молибдена и меди....................................... 289
Глава XVIII. Хромоникелевые стали аустенитного класса............ 291
Стали марок 00Х18Н10, 0Х18Н10, Х18Н9, 2Х18Н9................ 291
Структура хромоникелевых сталей типа 18-8................... 300
Механические свойства хромоникелевых сталей типа 18-8 ....	303
Влияние деформации в холодном состоянии на свойства хромоникелевой стали типа 18-8	........................ 304
Влияние нагрева при умеренных температурах на свойства хромоникелевых сталей типа 18-8.................................. 311
Влияние нагрева при умеренных температурах на свойства холод-нодеформированной стали	типа	18-8......................... 314
Свойства хромоникелевой стали типа 18-8 при высоких температурах ...................................................... 317
Г лава XIX. Хромоникелевые стали	с	азотом....................... 323
Структура и свойства ....................................... 323
Влияние азота при сварке.................................... 327
Глава XX. Хромоникелевые стали типа 18-8 и 18-12 с титаном.	328
Влияние титана на структуру и свойства хромоникелевых сталей 328
Механические свойства хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном при комнатной температуре............,...................... 331
Механические свойства хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном при высоких температурах ................................... 332
Сварные соединения из стали типа 18-8 с титаном............. 341
Глава XXI. Хромоникелевые аустенитные стали типа 18-8 с ниобием .	343
Влияние ниобия на структуру и свойства сталей.............. 343
Сварные соединения из хромоникелевой стали типа 18-8 с ниобием 350
Влияние ниобия и тантала .................................. 354
Окалиностойкость хромоникелевых сталей типа 18-8 с ниобием и титаном .............	.	355
5
Глава XXII. Хромоникельмолибденовые стали типа 18-8-2 и 16-13-3. .	356
Влияние молибдена на структуру и свойства сталей............ 356
Хромоникельмолибденовые стали с титаном и ниобием........... 360
Глава XXIII. Хромоникелевые окалиностойкие стали типа 23-12; 28-12; 23-18; 25-20 и 25-20 с кремнием.................................. 363
Структура и свойства........................................ 363
Хромоникелевые стали типа Х23Н13 (ЭИ319) или 25-12 ....	369
Хромоникелевая сталь типа Х23Н18 (ЭИ417) или 25-20 .	...	372
Сварка стали Х23Н18 (25-20)................................. 379
Хромоникелевые стали типа 25-20 с повышенным содержанием кремния..................................................... 381
Хромоникелевая сталь типа 25-25 с титаном (ЭИ813)........... 384
Хромоникелькремнистая сталь марки	Х18Н25С2 (ЭЯЗС).........	385
Г лава XXIV. Окалиностойкие железохромоникелевые сплавы типа Fe-15-35; Fe-20-35 и др................................................ 388
Глава XXV. Сравнительные данные по свойствам хромоникелевых сталей 18-8; 18-8 с Ti, Nb и !Wo; 25-12; 25-20 и 15-35 при высоких температурах............................................. 391
Г лава XXVI. Литейные хромоникелевые стали....................... 396
Общие сведения.............................................. 396
Хромоникелевые стали типа	18-8 ............................. 397
Хромоникелевая сталь типа 25-13-ТЛ .................... .	400
Хромоникельвольфрамовая сталь типа 22—И—2,5 ... • • . .	401
Хромоникелевая литая сталь Х24Н7 ........................... 402
Хромоникелевая литая сталь типа 25-20 ....................   403
3
ХРОМОМАРГАНЦЕВЫЕ И ХРОМОМАРГАНЦЕВОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ
Введение................................................... 409
Г лава XXVII. Структура и фазовый состав хромомарганцевых нержавеющих сталей................................................... 415
Система железо—марганец—хром .............................. 415
Сплавы железо—хром—марганец ............................... 417
Влияние никеля на структуру хромомарганцевых сталей........ 420
Свойства хромомарганцевых и хромомарганцевоникелевых сталей с малым содержанием углерода............................... 423
Влияние углерода на свойства хромомарганцевых сталей...... 425
Глава XXVIII. Свойства нержавеющих хромомарганцевых и хромомарганцевоникелевых сталей ........................................ 432
Хромомарганцевые стали типа 12-20 и 12-30 ................. 437
Хромомарганцевоникелевые стали типа 18-8-4-С	  438
Хромомарганцевоникелевые стали с азотом типа 17-8-4-N ....	440
6
Глава XXIX, Физические свойства хромистых, хромоникелевых и хромомарганцевых сталей............................................... 453
Общие сведения..........................................    453
Коэффициент линейного расширения	...	462
Теплопроводность.........................................   464
Глава XXX. Свойства нержавеющих сталей при низких и сверхнизких температурах.................................................... 467
4
КОРРОЗИОННАЯ СТОЙКОСТЬ СТАЛЕЙ И НЕКОТОРЫХ СПЛАВОВ
Введение............................................... .	.	483
Глава XXXI. Коррозионная стойкость хромистых, хромоникелевых сталей и некоторых сплавов........................................   483
Теория коррозии нержавеющих сталей . ...................... 485
Влияние легирования на коррозионную стойкость металлов и сплавов ................................................. 491
Глава XXXII. Коррозионная стойкость хромистых нержавеющих сталей 501
Коррозионная стойкость 12% -ных хромистых сталей против атмосферной коррозии .......................................... 501
Коррозионная стойкость 12%-ных хромистых сталей в других средах ....................................................... 504
Коррозионная стойкость 17%-ных хромистых сталей ,	506
Межкристаллитная коррозия хромистых сталей................. 508
Коррозионная стойкость стали Х17Н2......................... 513
Коррозионная стойкость 25—35%-ных хромистых	сталей........	517
Коррозионная стойкость высокохромистых чугунов............ 517
Глава XXXIII. Коррозионная стойкость хромоникелевых аустенитных сталей ......................................................... 519
Коррозионная стойкость хромоникелевых сталей против атмосферной коррозии .......................................... 520
Межкристаллитная коррозия хромоникелевых нержавеющих сталей ....................................................... 521
Коррозионная стойкость сварных соединений хромоникелевой стали 18-8 ................................................ 533
О методах испытания хромоникелевых сталей на межкристаллитную коррозию .............................................. 537
Испытания на коррозионную стойкость нержавеющих сталей в азотной кислоте.......................................... 541
Влияние холодной деформации на склонность стали к межкристаллитной коррозии........................................ 543
Глава XXXIV. Коррозионная стойкость хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном, ниобием и молибденом ................................ 545
Хромоникелевые стали 18-8 с титаном........................ 545
Коррозионная стойкость сварных соединений стали 18-8 с титаном 554
Коррозионная стойкость стали 18-8 с титаном в парогазовых средах..................................................... 558
Коррозионная стойкость	хромоникелевой стали 18-8 с ниобием	559
Стойкость хромоникелевых сталей с ниобием против межкристаллитной коррозии............................................ 561
Коррозионная стойкость хромоникелевых сталей с молибденом . .	564
7
Г лава ХХХУЛКоррозионная стойкость высокопрочных дисперсионно твердеющих сталей типа 17-7-AI, 17-4-М.о и др ....	566
Коррозионная стойкость	сталей типа 17-7-А1.................. 566
f Коррозионная стойкость дисперсионно твердеющей стали Х17Н5МЗ....................................................... 570
Коррозионная стойкость	хромоникельмолибденовой	стали 27-4-Мо	570
Глава XXXVI. Коррозионная стойкость хромоникелевых сталей аустени-то-ферритного класса.....................................• ...	572
Коррозионная стойкость хромоникелевой стали марок Х21Н5, 0Х21Н5Т и 1Х18Н5Т............................................ 572
Коррозионная^ стойкость хромоникельмолибденовой стали Х21Н6М2Т..................................................... 578
Коррозионная стойкость	хромоникелевых сталей с кремнием .	581
Глава XXXVI!. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей с марганцем ............................................................... 583
Коррозионная стойкость хромомарганцевых сталей с 12% Сг . . .	584
Хромомарганцевые или хромомарганцевоникелевые стали с 18% Сг .................................................... 584
Хромомарганцевоникелевые стали типа 17-8-5	с азотом.......... 588
Хромомарганцевоникелевые стали, стабилизированные титаном и ниобием.................................................... 599
Глава XXXVIII. Хромоникелевые кислотостойкие стали с добавками молибдена и меди.................................................. 603
Влияние меди на свойства и структуру сталей.................. 603
Сварка хромоникельмолибденомедистых сталей................... 608
Железоникелевые, железоникельхромистые стали типа Fe-35-4-4-4
и Fe-8-32-4-4-4 с присадками молибдена, меди и кремния ....	610
Коррозионная стойкость- хромоникелевых сталей с присадками молибдена, меди и кремния................................... 610
Глава XXXIX. Коррозионностойкие никельмолибденовые и никсльхромо-молибденовые сплавы................................................ 615
Г лава XL. Коррозионностойкие аустенитные никелевые, никельмедистые и другие литейные чугуны.......................................... 621
Глава XLI. Коррозионное растрескивание нержавеющих сталей под напряжением ......................................................... 625
Влияние напряжений и отпуска на коррозионное растрескивание нержавеющих сталей........................................... 627
Глава XLII. Точечная коррозия	хромоникелевых сталей ............... 633
Глава XLI1I. Коррозия нержавеющих сталей при высоких температурах в газовых средах и в атмосфере воздуха............................ 634
Стойкость нержавеющих сталей против окисления................ 635
Структура, состав и свойства окисных пленок.................. 639
Процесс окисления железа .................................... 644
Влияние хрома, никеля, кремния и алюминия на окалиностой-кость и жаростойкость нержавеющих сталей.................... 650
Окисление марганца и его влияние на окалиностойкость сталей 654
Влияние молибдена, ванадия, вольфрама, ниобия и их окислов на окалиностойкость нержавеющих и окалиностойких сталей 658 Составы окисных пленок, распределение легирующих элементов в окалине и поверхностных слоях металла...................... 662
8
Глава XLIV. Коррозия нержавеющих и окалнностойких сталей в газовых средах при высоких температурах................................ 664
Газовая коррозия в атмосфере азота........................... 665
Влияние водорода как защитного газа.......................... 667
Газовая коррозия в топочных газах............................ 668
Коррозия в атмосфере газов, содержащих серу.................. 672
Газовая коррозия в окислительной среде в присутствии серы . . .	679
Газовая коррозия в атмосфере водяного пара................... 683
Г лава XLV. Влияние радиационного облучения на свойства нержавеющих сталей......................................................... 689
5 ТЕХНОЛОГИЯ ПРОИЗВОДСТВА И МЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЕЙ
Глава XLVI. Технология производства хромистых и хромоникелевых сталей........................................................ 699
Выплавка ................................,............... 699
Переплав высокохромистых отходов без окисления........... 700
Выплавка сталей типа 18-8 на свежей шихте ............... 702
Выплавка стали типа 18-8 методом переплава............... 702
Выплавка нержавеющих сталей в вакууме.................... 703
Разливка................................................  704
Горячая обработка давлением ............................. 705
Удаление окалины с поверхности нержавеющих сталей ....	712
Холодная обработка давлением нержавеющих сталей......... 717
Сварка нержавеющих сталей .............................. 718
Электродные проволоки для сварки нержавеющих сталей ....	726
Пайка нержавеющих сталей................................ 743
Г лава XLV / /. Механическая обработка нержавеющих сталей....	746_
Перспективы дальнейшего развития и применения нержавеющих сталей .................................................. 752
Приложения.............................................. 755
Литература.............................................. 774
ВВЕДЕНИЕ
Нержавеющими сталями называют большую группу хромистых, хромоникелевых и хромомарганцевоникелевых сталей с содержанием свыше 12% Сг, сохраняющих при воздействии атмосферы светлый металлический блеск, т. е. нержавеющие свойства. Хром повышает коррозионную стойкость сталей также и в других средах, преимущественно окислительных, что широко используется при изготовлении химической аппаратуры, в частности аппаратуры для производства азотной кислоты.
Чем выше содержание хрома в стали, тем выше их коррозионная стойкость в атмосферных условиях и ряде коррозионных сред.
Кроме хрома, в стали вводят никель, марганец, углерод, молибден, вольфрам, ниобий и другие элементы для придания им специальных свойств (повышенной коррозионной стойкости в агрессивных средах, более высоких механических свойств при высоких температурах, определенных физических свойств) и структуры.
Нержавеющие и коррозионностойкие стали находят широкое применение в химической промышленности при изготовлении разнообразной химической аппаратуры, в нефтяной промышленности — в трубчатках крекинг-установок, аппаратуре переработки нефти. В металлургической и машиностроительной промышленности жаростойкие стали и сплавы используются при изготовлении элементов печного оборудования.
Эксплуатационная надежность химической аппаратуры, изготовленной из нержавеющих кислотоупорных сталей, особенно коррозионная стойкость сварных соединений, определяется качеством самих сталей и технологией изготовления аппаратуры.
10
Современная энергетика, газотурбостроение, нефтеперерабатывающая промышленность и промышленность производства органических и синтетических материалов широко применяют нержавеющие стали, обладающие более высокими механическими свойствами при повышенных температурах; описанию этих свойств и явлений, протекающих при их эксплуатации, уделено особое внимание.
До 1941 г. жаростойкие и нержавеющие стали находили сравнительно ограниченное применение [1, 2, 7—91. После 1945 г. ассортимент этих сталей сильно расширился и к настоящему времени насчитывает около 70 марок (ГОСТ 5632—61), не считая сталей и сплавов, применяемых в качестве нагревательных элементов [3—6, 10—14 1.
Особенно широкое распространение нержавеющие стали получили в газотурбинных установках при изготовлении камер сгорания, корпусов турбин, реактивных сопел, лопаток и дисков осевых компрессоров. В этих случаях их используют главным образом в качестве жаростойкого и жаропрочного материала 113, 14].
Замечательное сочетание коррозионной стойкости и необходимых механических свойств при комнатной и повышенных температурах, хорошая свариваемость и достаточно высокие прочность и пластичность сварных соединений послужили основанием к широкому применению хромоникелевых сталей и сплавов в различных отраслях промышленности. В результате этого выявилась в некоторой степени дефицитность никеля, несмотря на то что производство его возросло в несколько раз [10, 11 1.
Значительное снижение расхода никеля может быть достигнуто применением сталей: 1) хромистых нержавеющих — марок Х17, Х17Т, Х25Т, Х28 [1, 5, 10, И, 151; 2) хромоникелевых — с меньшим содержанием никеля марок; 0Х21Н5Т, Х21Н5Т, Х21Н6М2Т, XI 7Н2, Х25АН, Х17Н2МТ; 3) хромомарганцовистых и хромомар-ганцевоникелевых сталей марок: Х14Г14, Х14Г14НЗТ, Х16Г14А, Х17Г9АН4, 2Х13Н4Г9 (ЭИ100); 4) двуслойной стали в комбинациях: Ст. 3 + Х18Н9Т или Ст. 3 + Х18Н12М2Т [10, 11].
Следует отметить, что в зарубежной практике хромистые нержавеющие стали применяются более широко, чем в СССР; в США этому способствовали правительственные ограничения (1950 г.) на стратегическое сырье. Если в 1945—1949 гг. производство хромистых нержавеющих сталей составляло примерно 25—35% от
И
общего количества нержавеющих хромистых и хромоникелевых сталей, то в 1951 —1954 гг. оно возросло до 50% [13, 14].
В основу книги принято описание нержавеющих коррозионностойких и жаростойких сталей марок, указанных в классификационном стандарте (ГОСТ 5632—61), а также приведены данные по сталям, опубликованные в зарубежных работах.
Настоящее издание книги дополнено последними данными по свойствам и применению нержавеющих сталей новых марок при комнатных, сверхнизких и высоких температурах, а также данными по технологии горячей обработки давлением,различным методам сварки с указанием их режимов и свойств сварных соединений. Расширены разделы по свойствам сталей переходного класса и сталей со стареющим мартенситом. Книга дополнена разделами по влиянию ядерного облучения на свойства нержавеющих сталей и влиянию газовых сред при высоких температурах на их окалино-стойкость и жаростойкость.
Применение нержавеющих сталей неуклонно возрастает с каждым годом и автор надеется, что обновленное переиздание этой книги сыграет соответствующую роль в развитии народного хозяйства СССР.
ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ
Введение
Хромистые стали являются наиболее экономичными в отношении легирования и широко применяются в различных отраслях техники в качестве нержавеющего коррозионностойкого и окалиностойкого материала.
В зависимости от состава, структуры они подразделяются на следующие группы:
1)	полунержавеющие (теплоустойчивые) хромистые стали (с 5—10% Сг), закаливающиеся на мартенсит; применяются главным образом в нефтяной промышленности;
2)	сильхромы и другие клапанные хромистые стали;
3)	нержавеющие хромистые стали (с 10—17% Сг), также закаливающиеся на мартенсит; используются в самых различных отраслях техники;
4)	сложнолегированные нержавеющие стали с 12—17% Сг, применяемые в качестве теплоустойчивых;
5)	нержавеющие и кислотоупорные хромистые стали (с 16— 20% Сг) полуферритного и ферритного типа, применяемые в химическом машиностроении и печном оборудовании;
6)	хромистые жаростойкие стали (с 25—33% Сг) ферритного класса;
7)	хромоазотистые нержавеющие и жаростойкие стали;
8)	хромистые жаростойкие стали с присадками алюминия, кремния, азота и других элементов, применяемые в качестве нагревательных элементов в печном оборудовании;
9)	хромистые высоколегированные чугуны;
10)	хромистые стали с алюминием.
Глава I СТРУКТУРА И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ ХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ
Система железо—хром
Железо и хром после затвердевания образуют непрерывный ряд твердых растворов с кристаллической решеткой центрированного куба (рис. 1).
Рис. 1. Диаграмма состояния системы железо—хром
На диаграмме плавкости системы железо—хром при 16—25% Сг имеется небольшой минимум, отмечаемый рядом исследователей. Положение этого минимума по различным данным [16] различно, что связано с чистотой шихтовых материалов при выплавке сплавов, а также методом их выплавки. Например, при плавке в атмосфере воздуха железохромистые сплавы могут поглощать из воздуха азот и кислород, а из материала тиглей —другие элементы в результате реакций восстановления и растворения.
16
Из диаграммы (рис. 1) следует, что в высокотемпературной области имеется непрерывный ряд а (б)-твердых растворов с небольшим изменением параметров решетки в пределах, определенных для железа и хрома (2,60—2,78 А) [17].
В области сплавов, богатых железом, имеется замкнутая об
ЛАт/у, у.
Рис. 2. Положение петли, ограничивающей у-область в системе Fe—Ст. Обобщенные данные различных авторов [2]
ласть а + у-твердых растворов, которую целесообразно описывать как область а (б) 4- у-твердых растворов.
Введение хрома в железо приводит к сильному изменению положения критических точек, отмечающих уТ* а-превращение.
С увеличением содержания хрома в сплаве точка А понижается; точка А3 понижается в сплавах с содержанием примерно до 8% Сг и затем повышается. При 13—15% Сг критические точки А и /13 сливаются и сплавы при дальнейшем увеличении содержан ия хрома не претерпевают превращений.
На диаграммах (рис. 1 и 2) изменения критических точек отмечаются замкнутыми кривыми, которые ограничивают область твердых растворов с у-решеткой (аустенит). Исследование сплавов
2 Химушин 993	. lYtf [(£»
системы железо—хром с помощью рентгеноструктурного анализа [16] позволило установить, что у-область исчезает при введении 14,7% Сг.
Расширение области твердых растворов с а-решеткой при повышенном содержании хрома связано с тем, что хром и а-железо имеют одинаковый тип пространственной решетки и очень близкие значения параметров.
При детальном рассмотрении влияния хрома на ограничение у-области видно, что хром действует двояко. С одной стороны, при введении его в железо до 8% он способствует некоторой устойчивости аустенита, что выражается понижением критических точек А3 и провисанием петли, ограничивающей у-твердый раствор. При большем увеличении содержания хрома он способствует сужению у-области (рис. 1 и 2). Своеобразное влияние хрома как фактора, способствующего образованию аустенита, особенно сильно сказывается в присутствии никеля и углерода, в результате чего аустенитная структура в сплавах с хромом получается при меньшем содержании никеля, чем в железоникелевых сплавах.
Следует отметить, что положение линий, ограничивающих у-область (петлю), по данным различных авторов несколько различно (рис. 2). На диаграмме видно, что область твердых растворов у ограничивается двумя линиями, между которыми сплав имеет двухфазную структуру а + у.
Сплавы, лежащие вне петли, не претерпевают превращений при нагреве и охлаждении и носят название ферритных.
Сплавы с частичным превращением называются полуферрит-ными.
К этой группе относятся сплавы, в которых при определенном содержании хрома только одна из структурных составляющих претерпевает у -»• a-превращение, а a-структура при нагреве и охлаждении остается неизменной.
Отмечается, что в гетерогенной области (a -f- у) с предельным содержанием хрома до 8,5% при 900—850° С у-твердые растворы могут иметь более высокое содержание хрома, а выше 900° С и при более высоком содержании хрома a-твердые растворы могут быть богаче хромом, чем у-твердые растворы. Это необходимо учитывать при применении двухфазных аустенито-ферритных сталей или полуферритных сталей, у которых чаще всего кристаллы a-фазы обогащены хромом.
На структуру сплавов, имеющих у -> a-превращение, большое влияние оказывает содержание углерода, даже когда он присутствует в небольших количествах. В таких сплавах при быстром охлаждении образуется мартенситная структура, обладающая высокой твердостью, а при медленном охлаждении—перлитная, имеющая наиболее низкую твердость. Благодаря этому такие сплавы часто называют мартенситными или перлитными.
18
С углеродом (0,02—0,05%), вероятно связан наблюдавшийся гистерезис между точками Лс3 и Ага, указывающий иа то, что превращения а у и а происходят при различных температурах. С повышением содержания хрома гистерезис увеличивается. В исследованиях [2] найдено, что у-область замыкается при 17% Сг, что также обусловлено влиянием углерода. Эти данные совпадают с диаграммой, показывающей влияние углерода в системе Fe—Сг (см. рис. 8).
Точка Кюри, отмечающая магнитное превращение, с увеличением содержания хрома до 3% сначала несколько повышается и затем с дальнейшим его увеличением постепенно понижается.
Из кривых нагрева и охлаждения видно, что магнитное превращение в стали с содержанием хрома до 25% не имеет гистерезиса, а при более высоком содержании хрома он весьма незначителен 117].
Исследованием влияния скоростей охлаждения (закалки) на магнитное превращение установлено, что в интервале концентраций хрома порядка 40—70% наблюдается разница в этом отношении у закаленных и отожженных сплавов. Это отмечается двумя верхними и нижними линиями и разница, вероятно, связана с образованием сг-фазы, т. е. выделением из хромистого феррита соединения FeCr (см. рис. 1).
сг-фаза в хромистых и других сплавах
Кроме твердых а- и у-растворов, железохромистые сплавы при содержании хрома и железа по 47% (атомн.) и температурах ниже 950° С имеют хрупкую составляющую, обозначаемую сг-фа-зой. Эта фаза очень тверда, хрупка и немагнитна, когда она выделена в свободном состоянии.
О природе сг-фазы имеются различные мнения. По данным [18], сг-фаза является интерметаллическим соединением железа с хромом типа FeCr, способным растворяться в a-твердом растворе. По данным других исследователей [19—21 ], сг-фаза представляет собой аллотропическую модификацию насыщенного феррита, которая образуется только в системах, когда один из легирующих элементов имеет способность к превращению у а и второй является ферритообразующим. Кроме того, указывается, что сг-фаза возникает в случае, когда разность между атомными диаметрами двух легирующих элементов не превышает 8 %.
По данным [22, 23], сг-фаза имеет тетрагональную кристаллическую структуру порядка 30 атомов в кристаллической ячейке, по другим [24 I — орторомбическую структуру гранецентрированного куба с 24 атомами в ячейке. Большинство исследователей склоняются к тому, что сг- фаза является интерметаллическим соединением хрома и железа (FeCr).
2*	19
Сведения о пределах растворимости ст-фазы в твердом растворе несколько противоречивы.
По Веферу и Иеленгаузу [181, пределы растворимости ст-фазы в a-твердом растворе значительно уже приведенных на рис. 1.
Ряд других исследователей [19, 201 указывает, что внешние линии АВС на диаграмме состояний рис. 1 должны лежать более полого, чем это указано Вефером. В связи с этим высказывается предположение, что выделение о-фазы в феррите является причиной отпускной хрупкости, наблюдаемой у некоторых жаростойких сталей с 20—30% Сг, сплавов железа, хрома и алюминия и у хромоникелевых сталей с содержанием более 23% Сг. Влияние ст-фазы на свойства сплавов подробно описано в разделах, в которых рассматриваются свойства того или иного сплава.
Раньше считалось, что ст-фаза образуется только из а-твердого раствора по схеме а -> ст-фаза или в случае неустойчивых аустенитных хромоникелевых, хромомарганцовистых и других сталей по схеме у а -> ст-фаза. Последние данные [21 ] указывают, что ст-фаза может выделяться непосредственно из аустенитного твердого раствора по схеме у ст-фаза, минуя предварительное превращение у -> а.
Скорость образования ст-фазы в железохромистых сталях зависит от содержания хрома, температуры и длительности нагрева и состояния материала перед ее выделением (наличие наклепа, величина зерна и др.).
Чем ближе по составу сплав к области FeCr, чем выше температура в области образования ст-фазы, чем сильнее наклеп и ниже температура конца прокатки, тем больше скорость образования ст-фазы и сильнее ее влияние на механические и физические свойства стали.
Нагрев сплава, в котором может образовываться ст-фаза, до температур выше температуры ее выделения полностью переводит ст-фазу в твердый раствор; затем при медленном охлаждении или длительной выдержке при пониженных температурах происходит ее выделение в a-твердом растворе.
При быстром охлаждении о-фаза не образуется. Однако при вторичном нагреве до умеренных температур из твердого раствора ст-фаза выделяется в свободном состоянии различной степени дисперсности, создавая в нем значительные напряжения. Выделение ст-фазы сопровождается большими объемными изменениями, что является причиной исключительно высокой хрупкости сплавов, содержащих большие количества ст-фазы. Предполагается, что ее присутствие увеличивает чувствительность сталей к растрескиванию под напряжением. В большинстве железохромистых сплавов скорость образования о-фазы настолько мала, что в отливках и наплавленном металле при сварке, а также при обработке метал-лов давлением о-фаза практически образовываться не может.
20
На рис. 3 показано время, необходимое для образования о-фазы в хромистых сталях с 15—35% Сг Г27 ]. Эти стали имеют очень
низкое содержание углерода и обычные количества примесей, встречающихся в сталях. Образцы, охлажденные на воздухе с тем-
пературы выше температур образования о-фазы, как правило, ее не имеют.
При исследовании микроструктуры сплавов о-фаза имеет вид белой или желтоватой составляющей и выявляется при применении специальных травителей [21 ],. От карбидов ее можно отличить путем окислительного нагрева до цветов побежалости: о-фаза, имеет более высокое содержание хрома, тускнеет меньше, чем карбиды [261.
Влияние присадки углерода на положение границы, отделяющей область а от а + о в железном углу диаграммы состояния Fe—Сг для очень чистых железохромистых сплавов и сплавов промышленного типа, содержащих кремний, марганец и углерод, описано в работе [251. Наличие марганца и кремния в железохромистых сплавах промышленного типа смещает область распространения
Рис. 3. Влияние хрома на время, необходимое для образования фазы в присутствии углерода:
а — при 600° С : 1 — а + К; 2 — а + К + cr-фаза; б — прн 650° С;
3 — а + К; 4 —а + К + о-фаза
о-фазы (сН ф в сторону более низких содержаний хрома. Согласно этим данным, 17—20%-ные хромистые стали уже приобретают
склонность к образованию о-фазы при длительных выдержках в интервале температур, благоприятных для образования о-фазы (600 --700° С).
Влияние легирующих элементов на образование о-фазы
Большинство элементов, способствующих образованию феррита, смещает область распространения о-фазы в сторону более низкого содержания хрома. К таким элементам относятся молибден и кремний. Никель и марганец хотя относятся к аустенитообразующим элементам, но действуют в том же направлении; по данным исследователей [271, это объясняется способностью о-фазы адсорбировать до 10% Ni и до 35%Мп. Данные по влиянию легирующих элементов на склонность к образованию о-фазы приведены в табл. 1.
21
Таблица ]
Влияние легирующих элементов на склонность к образованию о-фазы в железохромистых сплавах
Легирующий элемент	Количество %	Эффективность действия
Сг	20—27,5	Наиболее сильная
Мо	1,3—5—6	Очень сильная
Мп	0,75—14,5	Средняя
Si	0,25—4,1	Очень сильная
Ni	0,5—12,0	В зависимости от соотношения феррито- и аусте-
		нитообразующих присадок
С	0,15—0,5	Уменьшает склонность к образованию о-фазы
N	0,04—0,28	Слегка уменьшает склонность к образованию
		о-фазы
Со	1,3—5,0	Слегка увеличивает ее
Ряд элементов способствует повышению температуры образования о-фазы, например никель повышает ее с 815 до 925° С. Некоторые элементы понижают температуру выделения о-фазы [27] или не оказывают влияния на температуру ее образования, например азот.
Углерод в количествах, превышающих его растворимость в феррите, способствует обеднению хромом феррита, связывая хром в карбиды. Углерод этим самым оказывает замедляющее действие на образование о-фазы, смещая границу областей о-фазы в сторону более высокого содержания хрома. При рассмотрении составов, вызывающих образование о-фазы, нужно учитывать связанный в карбиды хром, который в образовании о-фазы участия не принимает. Скорость выделения карбидов больше, чем скорость образования о-фазы, и содержание хрома, связанного в карбиды, следует вычитать из общего содержания хрома, т. е. учитывать только хром, находящийся в твердом растворе. Содержание эффективного хрома можно вычислить исходя из данных [281, согласно которым хромистые карбиды типа Сг.,3Сс и Сг7С3 содержат 68% Сг, 26,5% Fe и 5,5% С
Сг— 12,4-С СгЭфф — j _	•
где Сг — содержание хрома в сплаве, %;
С—содержание углерода в сплаве, %.
tf-фаза в других системах
о-фаза образуется не только в системе Fe—Сг. Она обнаруживается и в других двойных, тройных и более сложных твердых растворах, но при определенных соотношениях легирующих элементов (табл. 2—4).
22
Таблица 2
Параметры решетки сплавов, содержащих ст-фазу [27]
Состав	Сплав % (агомЯ.)	а кХ	С кХ	С а
Fe—Сг		50—50	6,196	9,058	1,462
Fe—Сг—Мо	45—45—Ю	6,274	9,148	1,458
Fe—Сг—Мо	40—40—20	6,347	9,242	1,458
Fe—Сг—Мо	35—35—30	6,404	9,353	1,460
	30 30 40	6 476	9 464	1 461
Fe—V	48—52	б’, 315	э', 187	1*453
Fe—V	58—42	6,217	9,110	1,453
Со—V	60—40	6,193	9,012	1,455
Со—V	50-40	6,234	9,086	1,468
Ni—V		50—50	6,286	9,209	1,465
Таблица 3
Двойные системы, в которых обнаруживается о-фаза [30]
	V	Сг	Мп	Fe	Со	NI
V 						и	а	0	CF
Сг 		—	—	а	а	а	—
Мп 		а	0	—	-—•	—	-—
Fe 		а	О	О	—	-—•	—
Со 			а	а	-	—	—	—
Ni 		о	—	—		—	—
Число электро-						
Нов на 3 d 4- 4 s						
оболочках на атом	5	6	7	8	9	10
Таблица 4
Предельные концентрации и отношение числа атомов к числу электронов для о-фазы различных систем [30]
Системы	Концентрационные границы для С-фазы при содержании элементов %	Отношение числа атомов к числу электронов
V—Мп	24,3V	6,5
V—Fe	35—57V (700° С)	7,3—0,9
V—Со	40—54V	7,4—6,8
V—Ni	55—65V	7,2—6,7
Сг—Мп	16—24Сг (800° С)	6,84—6,78
Сг—Fe	43,5—49Fe	7,1—7,0
Сг—Со	56—61Сг	7,3—7,2
Мо—Fe	47—50Мо (1400° С)	7,1—7,0
Мо—Со	59—61Мо (1500° С)	7,23—7,17
23
Рентгеновскими исследованиями [291 доказано, что идентичные с ст-фазой системы Fe—Сг (50 : 50) структуры наблюдаются у ряда двойных и тройных сплавов систем: F—V, Сг—Со, Со—V, Fe—Сг—Мо (табл. 3).
Приведенные в табл. 3 сплавы находятся в центре составов, образующих почти чистые сплавы на основе ст-фазы. Образцы готовили методом металлокерамики после очень тщательного смешивания порошков и спекания их при 1300—1350° С в вакууме при давлении 10-4 ат', затем образцы выдерживали около 10 дней при 650° С в вакууме в кварцевых трубках для получения ст-фазы. После закалки с 1200° С в воде образцы имели гомогенную структуру a-твердого раствора.
После длительного нагрева при 650° С во всех случаях установлено наличие ст-фазы, которая имела те же характеристики параметров, что и ст-фаза в системе Fe—Сг. Исключением является система Ni—V, в которой определено наличие новой фазы. Предполагается, что в системе Ni—V положение ст-фазы несколько смещено.
Блум и Грант [20] указывают, что ст-фаза встречается в следующих бинарных сплавах элементов переходной группы: V—Мп, V—Fe, V—Со, V—Ni, Сг—Мп, Сг—Fe, Сг—Со, Мо—Fe, Мо—Со (табл. 4).
Кроме того, ст-фаза наблюдается в двойных сплавах элементов первой переходной группы с молибденом и вольфрамом, а также в ряде тройных и четверных систем, в которых одним из легирующих элементов является молибден (Сг—Мо—Ni, Сг—Мо—Fe, Сг—Со—Fe, Сг—Мп—Fe, Сг—Со Мо,—Fe—Сг—Мп—Ni и др.).
Последние исследования показали, что ст-фаза при низких температурах во многих системах является ферромагнитной [31 1.
Предполагается, что образование ст-фазы, имеющей одну и ту же кристаллическую структуру в совершенно различных сплавах связано с электронной конфигурацией элементов переходной группы (табл. 4) при отношении числа электронов на 3d + 4?-уров-нях к числу атомов, равном 7:1 [30 1. По определению Юм Розери, ст-фаза представляет собой своего рода электронное соединение 132], но имеются и другие мнения по этому вопросу [33].
Глава II
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО—ХРОМ—УГЛЕРОД
Хром с углеродом образует несколько типов карбидов, имеющих различные температуры плавления.
На рис. 4 показана современная диаграмма состояния системы хром—углерод [34 ]. Общепризнан о, что в этой системе образуются
Рис. 4. Диаграмма состояния системы хром—углерод
только три типа карбидов: кубический карбид хрома Сг23С6, тригональный карбид Сг7С3 и орторомбический Сг3С2.
Предполагалось, что в области высокоуглеродистых сплавов существует еще один карбид типа СгС, содержащий 18,75% С и 81,25% С г (вес.), но последние данные указывают, что этот карбид при температурах ниже 1800° С не встречается: он неустойчив и при охлаждении распадается на Сг3С2 + С.
В табл. 5 приведены данные по свойствам карбидов хрома. В наиболее распространенных сплавах встречаются только два типа карбидов хрома: Сг23С6 (раньше обозначаемый CrtlC) и Сг7С3.
25
Хром.7-
Рис. 5. Горизонтальные сечения диаграммы состояния железо—хром—угле
26
Таблица 5
Свойства карбидов хрома и железа
Состав карбиДа	Кристаллическая решетка	Параметры решетки, А			Температура плавления °C
		а	ь	с	
СгазСв (CrjC)	Г ранецентрирован-ная кубическая	0,64	—	—	1520—1550
Сг?С3	Тригональный	13,98	—	4,323	1630—1780
СГдС2	Орторомбический	2,82	5,52	11,46	1830—1895
Fe3C	»	4,514	4,079	6,730	—
В присутствии железа часть хрома в обоих карбидах может замещаться железом. В кубическом карбиде хром замещается железомдо 18—25%, а по данным [34 ] — до 35%, в тригональном карбиде —от 30 до 50%. В этом случае карбиды записываются в виде формул (Сг, Fe)7C3 или (Сг, Fe)23Ce и т. п.
Согласно исследованиям Тофауте, Кютнера и Бетингауза [25, 281, в цементите часть железа может замещаться хромом до 10%, по более поздним данным [35]—до 18%.
Тофауте, Кютнер и Бетингауз [25, 28], учтя исследования других авторов [36, 37], построили ряд горизонтальных и верти-
род: а — при 1150° С (верхний) и при 850° С (нижний); б—при 20° С
27
кальных сечений для системы железо—хром—углерод. На рис. 5 приведены горизонтальные сечения диаграммы состояния этой системы при 1150, 850 и 20° С.
Из диаграммы состояния для температуры 1150° С следует, что у сплавов с небольшим содержанием хрома и повышенным содержанием углерода наряду с у-областью и карбидами присутствует жидкий раствор эвтектического состава. По мере замещения в карбиде Fe3C железа хромом температура плавления сплавов повышается. Основными составляющими для этого сечения являются а- и у-твердые растворы, карбиды (Fe, Сг)4С и (Fe, Сг)7С3 и расплавленный металл. Карбид (Fe, Сг)4С, более богатый хромом, встречается только в сплавах с высоким содержанием хрома. В сплавах, получивших широкое применение в практике при высокой температуре, встречается только карбид (Fe, Сг)7С3.
Для сечения диаграммы при 850° С, кроме указанных карбидов и а- или у-твердых растворов, еще наблюдается интерметаллическое соединение FeCr (о-фаза). Следует считать, что в системе железо—хром—углерод присутствуют только три вида карбидов: (Сг, Fe)4C; (Сг, Fe)7C3 и Fe3C.
Уточненные диаграммы системы железо—хром—углерод при комнатной температуре, поданным [38, 391, приведены на рис. 6.
Карбиды хрома при затвердевании этой системы выделяются в очень ограниченном участке диаграммы, что схематично показано на рис. 7. Эта диаграмма представляет горизонтальную проекцию системы железо—карбиды хрома—хром при затвердевании с относящимися сюда двойными системами.
Как видно, при температуре плавления имеются области, в которых при застывании образуются а- или у-твердые растворы, кубический или тригональный карбид и цементит с частичным растворением карбидов и образованием эвтектических смесей.
С понижением температуры область выпадания интерметаллического соединения FeCr и кубического карбида расширяется, что хорошо видно из сравнения диаграммы сечений для 20 и 850° С (см. рис. 5). То обстоятельство, что при высоких температурах более распространен тригональный карбид, бедный содержанием хрома, а при низких температурах — кубический, более богатый содержанием хрома, может служить причиной некоторого обеднения хромом твердого раствора при переходе от одного вида карбидов к другому. Это обеднение может происходить во всей массе твердого раствора или в отдельных участках его в зависимости от температуры, а следовательно, и от скорости реакции. Изменение концентрации хрома в твердом растворе будет отражаться на коррозионной стойкости сплава.
Наличие сложных карбидов в железохромистых сплавах вносит ряд особенностей, связанных с непосредственным влиянием их на свойства сплавов. Если чистые железохромистые сплавы прй введении 13 —15% Сг становятся вполне ферритными, то в присут-28
ствии углерода это положение сильно изменяется и сплавы с большим содержанием хрома могут 'еще иметь превращение [37].
На рис. 8 приводится уточненная диаграмма с указанием границ раздела у-области от а для сплавов с различным содержанием углерода. Перемещение границы у-области в сторону больших содержаний хрома при введении углерода также обусловлено тем, что ос-
Рис. 6. Разрез пространственной диаграммы системы железо—хром—углерод при комнатной температуре [38, 39]
новная масса твердого раствора беднее содержанием хрома, часть которого уходит на образование сложных и более стабильных карбидов хрома.
На рис. 9 приведены вертикальные разрезы системы железо— хром—углерод для различных, но постоянных содержаний хрома [28]. Сопоставление этих диаграмм с диаграммами железоуглеродистых сплавов показывает, что введение хрома значительно сужает аустенитную область. Точка эвтектоидного превращения (перлитная) при введении хрома в сплавы с железом и углеродом смещается влево, в сторону более низких содержаний углерода.
Наряду с этим температура эвтектоидного превращения повышается с увеличением содержания хрома. Точка максимальной растворимости карбидов в у-железе вместе с линией растворимости
29
SE и точка, соответствующая ледебуритной эвтектике, также смещается влево. На рис. 8 и 9 наглядно показано, как происходит сужение у-области в зависимости от введения хрома в железоуглеродистые сплавы. При 20% Сг область гомогенного твердого рас-
Рис. 7. Горизонтальная проекция диаграммы состояния железо— хром—углерод при затвердевании
твора у почти полностью исчезает — превращается в точку (см. рис. 8). При более высоком содержании хрома аустенит вместе с первичными карбидами встречается только в сплавах с высоким содержанием углерода. С увеличением содержания хрома наблюдается очень сильное расширение ферритной области, которая преобладает в сплавах с низким содержанием углерода и высоким содержанием хрома.
30
Рассмотрение диаграммы с 12% Сг и с небольшим содержанием углерода (рис. 9, б) показывает, что эти сплавы имеют полное превращение у ос, причем при комнатных температурах имеют ос-твердый раствор с карбидами. В сталях с малым содержанием углерода и медленно охлажденных, кроме хромистого феррита, имеется кубический карбид СггзСц или (Fe, Сг)23С8, а в сталях с большим содержанием углерода встречается тригональный карбид (Fe, Сг)7С3. Области существования этих карбидов разделя-
Рис. 8. Влияние'хрома на сужение у-области в системе железо—углерод (цифры у кривых — содержание хрома, %).
ются областью, в которой одновременно встречаются оба типа карбидов. Растворимость этих карбидов в хромистом феррите очень незначительна и мало изменяется с температурой.
15%-ные хромистые стали с очень низким содержанием углерода при высоких температурах попадают в чисто ферритную область и при нагреве и охлаждении не претерпевают превращений, за исключением выделения карбидов в феррите, вследствие изменения растворимости (ферритные стали).
При повышении содержания углерода наряду с ферритом появляется аустенит, который при охлаждении претерпевает превращение у -> а с образованием мартенсита или перлита (полу-ферритные стали). При большем содержании углерода образуется чистый аустенит или аустенит с карбидами, который при охлаждении, так же как у железоуглеродистых сплавов, подверну
1600

1000
I
I
Hl-o.
Ш?
600
fHcr.fejjC^ffejonfC
Э I (Cr.FthWfeMiC + —н .-^4=
h
/'ЩМ { ‘r,R)iCX /
too
w
200
0
K’fCrJthCa


'H'f'tCr.FfyCj
a.>(Cr.ft)tC}*(6e.Cr)sC
л fea л Я?а»л
а-/		
\сг/е),с, 1 1 —1		с-
9
в
л K'fSa.
7 K.jia.
4 M »a»zr о № »/• it • Л куб it • / триг.п ♦ K.o.
x K.H.
fecr*K _ FeCr^t'fa.
i »FlCr*Fea*K
I \ll '1____________
12	3	0	5	6
Углерод, 7,
Рис. 9. Вертикальный разрез
Диаграммы системы железо -
а — 15; б — 12; в — 20; г — 30;
32
хром—углерод при различном содержании хрома, %: д — 40: е — 50; яс — 60
3
Химушин 993
33
a
гается превращению а-> у. При быстром охлаждении происходит образование мартенсита, а при медленном — перлита, состоящего из хромистого феррита и карбидов.
В 20%-ных хромистых сталях при высоких температурах наблюдается еще большее расширение области с ферритной структурой и с двухфазной аустенито-ферритной структурой. Чисто аустенитная область у 20%-ных хромистых сталей исчезает.
Изучение кинетики [34, 40] образования карбидов при температурах отпуска хромистых сталей позволило установить ряд интересных особенностей.
В тех случаях, когда в сплаве имеются два карбпдообразующих элемента или могут возникнуть два или несколько карбидов, их образование при недостаточном стехиометрическом соотношении, необходимом для образования определенного типа карбидов, протекает через промежуточные неустойчивые фазы.
Так, например, в низколегированных хромистых сталях с содержанием до 1,5% Сг основной фазой выделения является цементит (рис. 10), который с увеличением выдержки обогащается хромом в результате замещения части железа в карбиде (Fe, Сг)3С. На это обогащение указывает изменение параметра решетки цементита.
При отпуске сталей с повышенным содержанием хрома вначале образуется цементит, но он неустойчив и с увеличением длительности отпуска вместо цементита появляется карбид хрома (Сг, Fe)7C3 или (Сг, Fe)23C6.
При содержании хрома в стали свыше 10% при отпуске образуется переходная фаза, близкая по составу к тригональному карбиду хрома (Сг, Fe)7C3 и обозначенная как у'-фаза [401; с увеличением длительности отпуска она переходит в тригональный карбид.
В стали с —23% Сг образуется неустойчивая фаза, быстро переходящая в тригональный карбид и устойчивая фаза (Сг, Fe)a3C6. В процессе отпуска тригональный карбид заменяется кубическим.
Тригональные карбиды постепенно насыщаются хромом, о чем свидетельствует увеличение травимости около зерен карбидов в результате диффузии хрома в карбиды. Затем метастабильные карбиды (Сг, Fe),C3 растворяются и начинают возникать зародыши более стабильных карбидов (Сг, Fe)23C6. На этот процесс указывает постепенное, по мере растворения тригональных карбидов, размытие линий на рентгенограммах, вплоть до полного их исчезновения.
Кубические карбиды (Сг, Fe)23C6, возникающие в хромистых сталях в процессе отпуска, непрерывно обогащаются хромом за счет диффузии их из обедняющегося твердого раствора. О процессе насыщения карбида хромом можно судить по увеличению решетки (Сг, Fe)23Ce при изотермическом отпуске.
3*	35
Рис. 10. Влияние продолжительности старения при 600° С на изменение фазового состава хромистых сталей с 0,35—0,40% С [30]
36
Рис. 11. Влияние хрома на фазовый состав, сечение диаграммы железо—хром с 0,1% С
Рис. 12. Содержание углерода и распределение элементов в карбидах хромистых сталей
37
В работе [35] установлены области существования карбидов (Fe, Сг)3С; (Сг, Fe)7C3; (Сг, Fe)23Ce с промежуточными областями, в которых наблюдается смешанная структура из карбидов двух видов с непрерывно меняющимся отношением хрома к углероду (рис. 11),
Эти данные получены при исследовании электролитически выделенных карбидов стали с содержанием 1,3—6,6% Сг и 0,15— 0,8% С [38].
В работе Хечко [381 установлено резкое разделение (по концентрации) областей существования тех же карбидов (рис. 12).
Глава III
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ МАРТЕНСИТНОГО И ФЕРРИТНОГО КЛАССА
Свойства хромистых сталей зависят от -Легирования, термической обработки и структурного состояния. Стали мартенситного класса после закалки приобретают высокую прочность, твердость и низкую пластичность. Отпуск сильно изменяет эти свойства, повышая пластичность и уменьшая прочность и твердость.
Стали полуферритного и ферритного класса наилучшее сочетание свойств получают в результате высокого отпуска при умеренных температурах (760° С) с охлаждением на воздухе. Когда содержание хрома не превышает количества, необходимого для полного закрытия у-области, то механические свойства сталей“изме-няются в следующих направлениях.
В закаленном состоянии предел прочности (рис. 13), предел текучести и твердость увеличиваются с повышением содержания хрома в стали, а пластичность несколько уменьшается. Хром увеличивает устойчивость сталей против отпуска, что хорошо видно из данных, приведенных на рис. 14.
В отожженных сталях хром также увеличивает твердость и прочностные характеристики и уменьшает пластичность (рис. 15) [41]. При переходе от сталей, закаливающихся на мартенсит, к ферритным (с —15% Сг) наблюдается разрыв в ходе кривых изменения механических свойств.
Установить зависимость в изменении механических свойств у хромистых сталей с 10—18% Сг не удалось. Практически механические свойства 12-, 18- и 30%-ных хромистых сталей в отожженном состоянии весьма близки между собой [42], что видно из сопротивления данных, приведенных В табл, 6,
ЛУ
Хром, %
Рис. 13. Влияние хрома на изменение предела прочности стали после закалки на воздухе и после отжига:
1 — сталь с 0,10% С; 2 — с 0,20% С; 3 —с 0.30% с
Рис. 14. Влияние температуры отпуска на
изменение твердости стали с 0,35% С и раз-	Рис. 15. Влияние хрома на механи-
лнчным содержанием хрома (цифры у кри-	ческие свойства отожженных хроми-
вых — содержание хрома, %)	стых сталей с 0,10% С [41]
Таблица 6
Механические свойства труб из хромистых сталей с низким содержанием углерода после отжига [32]
Содержание хрома %	°ь	"s	б %	HRB	НВ
	кГ/мм2				
12	45—55	25—32	25—35	75—85	135—160
18	49—60	28—42	27—38	78—90	140—180
28	52—63	32—42	15—30	84—95	160—195
На предел прочности и пластичность увеличение содержания хрома оказывает сравнительно большое влияние, а на ударную вязкость и способность к охрупчиванию стали, особенно на образцах с надрезом, — значительное.
Причины и условия, вызывающие появление хрупкости у хромистых сталей, могут быть различными, поэтому различают несколько видов хрупкости.
Хладноломкость — хрупкость при низких температурах, проявляющаяся у ферритных сталей в чувствительности к надрезу и падении ударной вязкости при температурах минус 100 до плюс 100° С [43 1.
Хрупкость при низком отпуске (475° С) — появляется в результате длительного нагрева или замедленного охлаждения стали в интервале температур 400—540° С.
Хрупкость при повышенном отпуске—возникает в результате длительного нагрева при 540—850° С и связана с образованием о-фазы в ферритном твердом растворе.
Высокотемпературная хрупкость — появляется в результате высокого нагрева (грубозернистости) и быстрого охлаждения. Эта хрупкость связана с пересыщением a-твердого раствора углеродом, искажением кристаллической решетки вследствие неравномерности распределения углерода и ассоциирования выделений в группировки.
Хладноломкость хромистых сталей
На рис. 16 и 17 приведены результаты испытаний на ударную вязкость хромистых сталей (с различным содержанием хрома), из которых следует, что при переходе от мартенситных сталей к ферритным она резко падает.
Этот переход зависит от температуры испытания и содержания углерода и азота в стали. У сталей обычных промышленных плавок переход от ковкого (пластичного) к хрупкому состоянию происходит при комнатных температурах.
С уменьшением содержания хрома интервал резкого падения пластичности смещается в сторону более низких температур. 40
Рис. 16. Изменение ударной вязкости (по Шарпи) хромистых сталей при комнатной температуре з зависимости от содержания хрома и углерода (цифры у кривых — содержание углерода, %)
Рис. 17. Изменение ударной вязкости (по Шарпи) хромистых сталей в зависимости от содержания хрома, углерода и температуры испытания (цифры у кривых — содержание хрома, %):
а — сталь с 0,2% С; б — с о. 10% с; в— с 0,01 %с
Температура испытания, ‘С
41
Увеличение содержания углерода способствует смещению переходной точки в сторону более высоких содержаний хрома.
Результаты испытаний на ударную вязкость в сильной степени зависят от формы надреза образца и температуры испытания, что хорошо видно из кривых, приведенных на рис. 18 [44]. Это свойство следует рассматривать как чувствительность к надрезу.
Более подробные исследования [45] сталей, выплавленных на чистых шихтовых материалах в вакууме, показали, что этот
Температура испытания, °C
Рис. 18. Влияние температуры испытания и радиуса надреза на результаты кратковременных испытаний 27%-ной хромистой стали:
1 — гладкие образцы; 2 — глубина надреза 2,5 млг, 3 — глубина надреза 0,25 льи
порог сдвигается в сторону более высоких содержаний хрома, порядка 35—40% (рис. 19). Ударная вязкость у 25—30%-ных хромистых сталей очень высокая, поэтому чувствительность к надрезу у сталей с таким содержанием хрома зависит от присутствия в сплаве посторонних примесей и в первую очередь углерода и азота (рис. 20).
Величина зерна оказывает также большое влияние на чувствительность хромистых сплавов к надрезу, что хорошо видно из данных [46], приведенных на рис. 21,
Природа чувствительности сталей к надрезу до настоящего времени не установлена и мнения по этому вопросу противоречивы [47, 48, 62]. Существует предположение, что чувствительность обусловлена образованием особой призматической кристаллической структуры, обладающей минимальным сопротивлением рас-72
пространению разрушения; однако подтверждении этого не приводится [471 и на гладких образцах это не сказывается. Увеличение размера зерна действует в «том же направлении, способствуя и>х большему накоплению в межкристаллической прослойке; эти свойства тесно связаны с химическим составом стали.
Для работы при температурах ниже температуры хладноломкости не рекомендуется применять стали, обладающие большой чувствительностью к надрезу. Это особенно опасно, когда по услс-
Рис. 19. Влияние хрома на ударную вязкость (по Шарли) железохромистых сталей, выплавленных на чистых материалах в вакууме
виям работы возможны ударные нагрузки, например во время ремонта крекинговых печей, когда для удаления нагара часто обстукивают трубы.
Детали, подвергающиеся нагреву и охлаждению до низких •температур, т. е. воздействию теплосмен и напряжений, не должны иметь р'езки-х переходов в сечениях во избежание их разрушения от чувствительности к надр.,езу. Для деталей, работающих при высоких- температурах, это н,е,ийёе.т значения. В связи с этим операции гибки, формовки, протяжки, прокатки листов из сталей, обладающих чувствительностью к надрезу и хладноломкостью, рекомендуется производить в нодогр.етом состоянии: для 17.%-ных хромистых сталей — при температурах выше 60° G, а для более легированных — при 150—250’ С в зависимости от -состава стали и величины зерна.
Чтобы устранить грубозернистость хромистых сталей, рекомендуется горячую прокатку их вести при возможно низких температурах. Опыт показывает, что температура конца горячей прокатки должна быть не выше 800° С.
43
Рис. 20. Влияние углерода и азота на ударную вязкость железохромистых сталей (светлые кружки — сплавы с высокой ударной вязкостью; темные — с низкой ударной вяз костью)
Рис. 21. Влияние величины зерна на чувствительность хромистых сталей к надрезу:
/ — мелкое зерно; 2 — грубое
44
Хрупкость хромистых сталей при отпуске 475° С
Нагрев хромистых сплавов с 15—70% Сг в интервале температур 400—550° С сообщает деталям хрупкость, называемую отпускной хрупкостью при 475° С. Это хрупкость проявляется в резком снижении ударной вязкости и повышении твердости (рис. 22).
Хрупкость при 475° С следует отличать от процесса образования о-фазы. Нагрев при —475° С вызывает у сталей с различным
Рис. 22. Изменение твердости железохромистых сталей с различным содержанием хрома в зависимости от выдержки в течение 1000 ч при различных температурах (цифры у кривых — содержание хрома, %)
содержанием хрома свой максимум, в то время как образование о-фазы вызывает свой максимум при 700° С. Минимум при 540— 600° С на этой диаграмме и исчезновение хрупкости вероятнее всего связаны с растворением комплексов, вызвавших охрупчивание хромистых сталей [491.
На рис. 23 показано изменение механических свойств 27%-ной хромистой стали в зависимости от длительности нагрева при 475° С. Хрупкость легче обнаруживается на надрезанных образ-
45
цах. По данным некоторых исследователей [50—52], на надрезанных образцах она выявляется уже после выдержки в течение одного часа. Хрупкость при 475° С также хорошо обнаруживается при испытании на удар и загиб (рис. 24). Она более резко проявляется у сталей с высоким содержанием хрома (27%) и меньше — у 17%-ных хромистых сталей.
Присадка легирующих элементов может оказать большое влияние на степень изменения хрупкости в результате нагрева при 475° С. Например, присадка титана (~1%) или ниобия (>2,4%)
время, ч
Рис. 23. Влияние продолжительности нагрева при 475° С на изменение механических свойств 27%-ной хромистой стали при комнатной температуре
оказывает ускоряющее влияние на появление этой хрупкости. Аналогичное влияние на отпускную хрупкость хромистых сталей оказывают кремний, молибден, углерод и алюминий. Небольшие количества никеля, по-видимому, повышают хрупкость сталей [53], а азота — понижают [51]. Вместе с хрупкостью, приобретенной при длительном нагреве при 475° С, понижается сопротивление коррозии у 27%-ной хромистой стали при воздействии на них кислот. Считается, что этот нагрев оказывает более сильное влияние па коррозионную стойкость сталей, чем выделение о-фазы.
Ряд исследователей [49, 53—57 ] отмечает, что охрупчивание при 475° С интенсивнее протекает в межкристаллической прослойке, так Как при помощи травления удается выявить значительное расширение границ зерен у сталей, которые приобрели эту хрупкость. Расширение границ зерен обычно связано с понижением коррозионной стойкости и исчезает при нагреве сталей 46
до более высоких температур, т. е. выше 540° С [55, 581. Следует отметить, что хрупкость при 475° С не связана с углеродом и азотом, так как она наблюдается у выплавляемых в вакууме на более чистых шихтовых материалах железохромистых сплавов с меньшим содержанием этих элементов [53, 55, 59, 601.
В табл. 7 показано влияние длительных выдержек при 480, 565 и 650° С на изменение ударной вязкости и твердости стали с 17% Сги 0,09% С [61 ]. Как видно, длительный нагрев при 480°С
увеличивает твердость и очень сильно уменьшает ударную вяз-
кость. Нагрев при 565 и
650° С в течение 1000 ч восстанавливает ударную вязкость и уменьшает твердость, так как в процессе нагрева растворяются комплексы, вы-звавшиеохрупчивание. Очень длительный нагрев (10 000 ч) при 565 и 650°С снова уменьшает ударную вязкость, что связано с образованием ст-фазы.
Хрупкость, приобретенная 27%-ной хромистой сталью в результате длительного отпуска при 475° С, проявляется и при испыта-
Рис. 24. Влияние температуры отпуска на ударную вязкость 25%-ной хромистой стали, выплавленной в вакууме. Выдержка при отпуске 100 ч
нии материала до 540°С
(рис. 25), т. е. пока не начнется процесс устранения этой хрупкости путем нагрева при температурах выше 540° С [62].
На рис. 26 показано влияние длительности отпуска при повышенных температурах па восстановление пластичности 27%-ной
Таблица 7
Влияние температуры и продолжительности выдержки на ударную вязкость и твердость 17%-ной хромистой стали [61]
Состояние	При температуре °C	aft, кГ-.v. (по Шарли)	Твердость НВ
Исходное			6,3	175
После нагрева;			
400			480	<0,10	197
1000 		565	4,4	175
1000 . . .	. . 		650	4,7	167
10000 		480	0,14	269
10000 .	565	0,41	163
10000 		650	0,55	153
47
хромистой стали, которая перед этим приобрела хрупкость после 500-4 нагрева при 475а С [53].
Из приведенных данных следует, что с повышением темпера-
Рис. 25. Изменение механических свойств 27%-ной хромистой стали в зависимости от температуры испытания
восстановления удлинения. Сталь Х25Т так же склонна к приобретению хрупкости при очень кратковременном нагреве (2— 10 мин) и эта хрупкость снимается очень быстро при 780° С [726].
Обычно скорости охлаждения в интервале температур, при которых появляется хрупкость, как правило, не вызывают существенного изменения физических и механических свойств хромистых сталей. Однако детали с большим сечением, которые охлаж-48
даются после термической обработки очень медленно, могут иметь пониженные пластические свойства. У деталей с малым сечением ускоренное охлаждение в интервале хрупкости способствует получению хороших механических свойств и высокой пластичности.
Таким образом, хрупкость, приобретенную в результате нагрева стали при 475° С, можно снять нагревом при более высоких температурах. Этот нагрев не должен быть длительным, с тем чтобы избежать выделения ст-фазы. Поэтому для снятия отпускной
Рис. 26. Влияние температуры и Длительности отпуска на восстановление удлинения у 27%-ной хромистой стали, предварительно состаренной при 475°С в течение 100 ч
хрупкости рекомендуется кратковременный нагрев в течение 0,5—1 ч при 760—800° С для сталей, содержащих не более 20% Сг. Для сталей с более высоким содержанием хрома, в которых сг-фаза может образоваться сравнительно быстро, для устранения отпускной хрупкости следует производить нагрев при 580—600° С длительностью от 1 до 5 ч.
Отпускная хрупкость у хромистых сталей, особенно в массивных деталях, может появиться в результате сварки; поэтому такого рода детали рекомендуется подвергать несколько повышенному отпуску — при 600° С. Опыт эксплуатации показывает, что отпускная хрупкость у хромистых сталей с содержанием >16% Сг была причиной неоднократного разрушения изделий после длительной работы при 350—565° С.
Природа процесса, вызывающего появление хрупкости при 475° С, недостаточно выяснена, несмотря на большое количество 4 химушпн 993	49
исследований. Большинство исследователей связывает этот процесс с превращениями пересыщенного твердого раствора. Охрупчивание при 475° С связывалось с образованием интерметаллического соединения железо—хром (ст-фаза). Считалось, что с повышением температуры изменения решетки и перегруппировка атомов предшествуют появлению выделений ст-фазы. Рентгеноструктурные исследования охрупченной стали не установили наличия ст-фазы при 475° С даже после очень длительных выдержек.
Вместо появления новых линий на рентгенограмме наблюдается только расширение линий твердого раствора. После длительных выдержек при температуре около 540° С ст-фаза обнаружена рентгеновским исследованием.
В работе [48] явление охрупчивания при 475°С связывается с гетерогенным распадом a-твердого раствора с выделением упорядоченных комплексов типа Fe3Cr или FeCr и выделением более богатого хромом (—70—80%) феррита. Этим объясняется сильное ухудшение коррозионной стойкости.
Некоторые исследователи [44, 63] отпускную хрупкость при 475° С объясняют выделением частиц хромистых фосфидов и окиси хрома. Другие [62] проводят параллель между процессом приобретения хрупкости при 475° С и старением дюралюминия, считая, что в этом случае образуются атомные группировки типа Гинье-Престона, вызывающие искажение решетки. Предполагается, что эти атомные группировки имеют более высокое содержание хрома, чем ферритная основа, и переходную метаста-бильную структуру между твердым раствором хрома в феррите и конечной более устойчивой ст-фазой.
Кестер и Кинлин [64] считают, что, возможно, наряду с процессом обеднения твердого раствора хромом во время охрупчивания при 475° С имеет место упорядочение с образованием ориентированных сверхструктур.
Таким образом, природа процесса охрупчивания при 475°С недостаточно выяснена, и требуются дальнейшие работы в этой области.
Хрупкость хромистых сталей вследствие перегрева и быстрого охлаждения
При высокотемпературном нагреве полуферритных и ферритных сталей увеличивается способность твердого раствора к растворению карбидных илн интерметаллидных фаз при одновременном и очень сильном росте зерна. При быстром охлаждении пересыщенный твердый раствор распадается с выделением этих фаз как в самих кристаллах, так и особенно по границам зерен, сообщая стали высокую хрупкость. Часто эту хрупкость называют высокотемператур ной.
50
Сварные соединения у ферритных и полуферритных сталей, нагретых до высоких температур и быстро охлажденных, также подвержены охрупчиванию при 475° С [65].
В связи с тем, что высокотемпературная хрупкость сопровождается очень сильным ростом зерна, особенно после нагрева выше у-петли, а также растворением карбидов и интерметаллидов, между этими процессами существует определенная зависимость.
Во время охлаждения большая часть углерода и возможно других элементов не успевает выделиться в виде скоагулировап-ных карбидов. Поэтому быстро охлажденная ферритная фаза, с одной стороны, сильно пересыщена углеродом, который в кристаллической решетке феррита распределяется неравномерно в виде атомных групп и тем самым создает искажение в кристаллической решетке, и вследствие этого появляется хрупкость. С другой стороны, высокотемпературный нагрев стали в присутствии углерода, азота и других примесей приводит к обогащению ими межкристаллических слоев, лежащих на границе зерен, и способствует образованию у-твердого раствора. При последующем быстром охлаждении у-твердый раствор распадается с образованием мартенсита.
Отжиг при 730—780° С способствует образованию карбидов и их коагуляции, а тем самым снятию напряжений в кристаллической решетке феррита и в межкристаллических слоях в связи с переходом пересыщенного углерода в карбиды и распада мартенсита. Опыт показывает, что отжиг сварных образцов из хромистой стали (17% Сг) при 760° С устраняет хрупкость и восстанавливает коррозионную стойкость в этой зоне.
Отжиг при 730—780° С крупнозернистой стали не уменьшает ее крупнозернистости, но устраняет хрупкость. Отсюда следует, что появление высокотемпературной хрупкости в основном связано с перенасыщением твердого раствора феррита углеродом, а не с грубозернистостыо. С увеличением размера зерна, несомненно, связано несколько иное распределение углерода в феррите, что оказывает влияние на хрупкость этих сталей.
Появление высокотемпературной хрупкости у сталей различного состава зависит от структуры и состава стали и условий перехода карбидов и интерметаллидов в твердый раствор. Уменьшение содержания углерода до 0,003% и выплавка хромистых сталей в вакууме способствуют устранению этой хрупкости.
У мартенситных сталей высокотемпературная хрупкость появляется при температурах выше 1150—1200° С, а у полуферритных и ферритных — при 1000—1100° С. При длительных выдержках у ферритных и полуферритных сталей эта хрупкость появляется при 1000, а при малых выдержках — при 1100 и 1150° С.
Следует отличать высокотемпературную хрупкость 12%-ных хромистых сталей от обычной закалки на мартенсит.
4*	51
На рис. 27 приведены изменения механических свойств стали с 0,067% С, 12,91% Сг, 0,46% Мп, 0,37% Si и 0,33% Ni в зависимости от температуры закалки [65]. Наибольшее изменение прочности и твердости относится к 980° С, т. е. к температуре наибольшего распространения аустенитной области и последующего превращения в мартенсит при охлаждении.
При температурах выше 1000е С аустенит переходит в 6-фазу, при 1200° С этот переход полностью заканчивается. Процесс сопровождается дальнейшим падением пластичности и ударной вязкости при одновременном уменьшении твердости и предела
Рис. 27. Влияние температуры закалки на механические свойства 12%-ной хромистой стали
прочности. В этом интервале наблюдается усиленный рост зерна и увеличение хрупкости вследствие перегрева.
У 17%-ной хромистой стали нагрев при температурах выше 1050—1100° С вызывает появление хрупкости; последующий отжиг при 760° С устраняет хрупкость и восстанавливает коррозионную стойкость, грубозернистость остается. У 25%-ной хромистой стали с 0,20% С высокая хрупкость возникает при 1100° С и кратковременных выдержках, а после 100-ч нагрева — уже при 1000° С.
Введение стабилизирующих элементов, образующих более стойкие карбиды, уменьшает чувствительность стали к высокотемпературной хрупкости, а присадка аустепитообразующего элемента — никеля (около 3%) делает эту сталь совершенно нечувствительной к этому виду хрупкости (рис. 28). Хрупкость определялась по углу загиба [66].
У чисто ферритных сталей небольшие выдержки при обычном нагреве под горячую обработку давлением, как правило, не вызывают появления хрупкости при температурах ниже 1150° С, тогда 52	»
как длительные выдержки уже при 980* С могут вызвать ее появление.
Эта хрупкость в меньшей степени проявляется в деформируемом материале, так как он после горячей обработки давлением подвергается отжигу. В значительной степени она выявляется в отливках и сварных соединениях: в наплавленном металле и в зоне термического влияния.
Хрупкость отливок из ферритных сталей особенно велика в изделиях с тонким сечением, где скорость охлаждения наиболь-
- Рис. 28. Влияние 100-ч нагрева при температурах 900—1200° С на угол загиба 2-мм листа из феррито-аустенитной стали (/), ферритной с 1,2% Ti (2) н ферритной без титана (3).
Содержание хрома в сталях — 25%
шая. Некоторое уменьшение хрупкости достигается за счет снижения температуры заливки металла в форму, так как с повышением температуры заливки хрупкость увеличивается [1691. Высокий отпуск при 730—780° С устраняет эту хрупкость.
Влияние о-фазы на механические свойства хромистых сталей
Образование сг-фазы сказывается на механических свойствах хромистых сталей и тем сильнее, чем выше содержание хрома. На рис. 22 показано изменение твердости у железохромистых сталей в зависимости от температуры и содержания хрома в результате 1000-4 выдержек при различных температурах. Максимум, отвечающий температуре 700° С, связан с образованием ст-фазы [491.
Кроме твердости, в результате выделения ст-фазы изменяются ударная вязкость, пластичность и прочность (см. рис. 16—21).
53
Считается, что образование о-фазы в 17—22%-ных хромистых сталях сравнительно мало сказывается на изменении механических свойств; в 25—30%-ных хромистых сталях эти изменения значительно сильнее, что хорошо видно из данных, приведенных на рис. 22—24.
о-фаза быстрее появляется в деформируемых ферритных сталях, а не в отливках или наплавленном металле сварного шва. Наклеп значительно ускоряет выделение о-фазы в хромистых сталях.
Хрупкость, приобретенную сталями в результате выделения о-фазы, можно устранить нагревом при 760—870° С и последующим быстрым охлаждением в воде. Сравнительно короткий нагрев в течение 1 ч при 870° С вызывает полное растворение о-фазы у обычных хромистых сталей. В случае присутствия других легирующих элементов — никеля, молибдена или марганца — для растворения о-фазы требуется повышение температуры или более длительный нагрев, так как эти элементы понижают скорость растворения о-фазы.
Более подробные данные по влиянию о-фазы на изменение механических свойств в результате отжига в интервале температур 650—830° С рассматриваются в разделе о 27%-ной хромистой стали.
Замечено, что в некоторых случаях мелкодисперсные включения о-фазы иногда полезны, так как они способствуют повышению прочности сталей при высоких температурах.
Механические свойства хромистых сталей при высоких температурах
Свойства хромистых сталей при высоких температурах определяются кристаллической структурой менее жаропрочного феррита, являющегося основой твердого раствора, и легированием его различными элементами. Структурное состояние стали также влияет на жаропрочные свойства.
На рис. 29 и 30 приведены данные по изменению жаропрочных свойств хромистых и других сталей при высоких температурах (сопротивления ползучести, длительной прочности).
5-, 12- и 27%-ные хромистые стали без легирующих присадок обладают сравнительно невысокими характеристиками жаропрочности. Сопоставление характеристик жаропрочности хромистых сталей на основе tz-твердого раствора с теми же характеристиками на основе у-твердого раствора указывает на явные преимущества последних сталей при более высоких температурах испытания (см. рис. 29).
Наиболее сложнолегированные 12%-ные хромистые стали мартенситного класса с присадками Мо, V, Nb, В, W при температурах до 600° С превосходят по жаропрочности простые аустенитные стали типа 18-8.
54
Однако, несмотря на более высокие жаропр.очные свойства аустенитных сталей при 600—700° С по сравнению с ферритными, в аппаратуре крекинг-установок предпочитают применять стали ферритного класса в связи с тем, что они являются более пластичными при высоких температурах.
В случае ослабления сечения детали (трубы) из ферритных сталей во время работы под давлением при высоких температурах
Рис. 29. Изменение длительной прочности (1000 ч) хромистых и хромоникелевых сталей в зависимости от температуры испытания
в ней можно заметить при осмотре повышенную пластическую деформацию (вздутие), предшествующую разрушению, и своевременно заменить эту деталь.
У деталей из аустенитных сталей, имеющих хрупкий вид разрушения, при малом удлинении и сжатии пластическую деформацию не всегда удается обнаружить.
Большинство практически применяемых при высоких температурах теплоустойчивых сталей имеет в своем составе молибден, поэтому на диаграммах изменения жаропрочных свойств (рис. 30) представлена и серия молибденсодержащих 2—9%-ных хромистых сталей. Стали с 1 % Мо обладают более высокими характеристиками жаропрочности, чем стали с 0,5% Мо.
55
Данные [671 по сопротивлению ползучести, длительной прочности и изменению пластичности у 5-, 8- и 12%-ных хромистых сталей с различными присадками показывают, что наилучшие
Рис. 30. Изменение пределов ползучести (а) и длительной прочности (б) 2—9% -ных хромистых сталей в зависимости от температуры испытания
жаропрочные свойства при 600° С имеют стали с 12—8% Сг и с присадками молибдена и ниобия (табл. 8—10).
Сложнолегированные 12%-ные хромистые стали имеют более высокие характеристики жаропрочности, чем простые нержавеющие стали (рис. 31). Но так как их основу составляет легированный феррит, имеющий более низкие температуры рекристаллизации 56
Таблица 8
Длительная прочность хромистых сталей при различных температурах [67]
°1000 «’ кГ/мм', при температурах, “С
Сталь	обработка	482	538	565	593	Ы8	675	704	734
5Сг-Мо	842° С, охлаждение в печи	19	11,2	8,8	6,7	4,1	3,1	2,4	—
5Cr-Mo-Si	871“ С, то же	21	11,2	8,1	5,9	3,1	2,2	1,7	1,2
5Cr-Mo-Nb	747“ С, »	23	14,3	10,3	7,5	4,2	3,2	2,4	—
5Cr-Mo-Ti	747° С, »	19,8	11,2	8,0	6,2	3,4	2,6	—	—
8Сг-1Мо	926° С, »	—	14,3	10,2	8,9	4,6	3,5	2,7	2,1
8Cr-lMo-Nb	926° С, »	—	—	12,8	9,4	4,9	3,5	2,6	1,8
12Cr	953° С масло + + 620° С, воздух	25,9	14,3	9,6	6,9	3,4	2,4	1,7	—
12Cr-Mo	953° С масло + 657° С, воздух	37,8	18,2	12,6	9,1	4,2	2,9	2,0	1,4
l2Cr-Mo-B	953° С масло + + 657° С, воздух	35,0	17,5	11,9	8,4	—	—	—	—
12Cr-Mo-Nb	953° С масло + + 760° С, воздух	46	22,7	15,4	10,5	—	—	—	—
17Cr	770° С, воздух	20,6	11,2	8,4	6,3	3,5	2,7	2,0	1,5
Таблица 9
Удлинение при разрыве хромистых сталей при различных температурах испытания
Сталь	6, % (экстраполировано), для ЮООО-ч длительной прочности при температурах, °C							
	462	538	565	593	648	675	704	734
5Сг-Мо	80	___ —	55	—	100	—		—
5Cr-Mo-Si	—	0,110	—	—	—	40		—
5Cr-Mo-Nb	30	—	18	—-	17	—	—	—'
5Cr-Mo-Ti		60	—	15	—	36	—	—	—
8Cr-Mo		—	—	—	0,70	—	—	60	—
8Cr-lMo-Nb ....	—	—	—	0,70	—	—	100	—
12Cr .	—	66	—	—	0,72	—	—	—
12Cr-Mo	—	30		0,50	—	—	80	—
12Cr Mo-B . .	—	27	—-	—	—			—
12Cr-Mo-Nb	—	35	—	—	—		—	—
17Cr ...	0,110	—	45	—	0,115	—	1	-	80
57
Таблица 10
Сопротивление ползучести хромистых сталей при различных температурах
Сталь	сг, кГ/мм*, при температурах, °C							
	482	538	565	593	648	675	704	73,4
°1%/1000 ч
5Сг-Мо	15,4	8,6	6,15	4,97	3,9	2,2	1,7	—
5Cr-Mo-Si	14,3	7,6	5,1	3,63	1,9	1,1	0,98	0,7
5Cr-Mo-Nb	21,7	11,9	8,8	6,0	2,9	2,2	1,5	—
5Cr-Mo-Ti	18,2	9,1	6,15	4,5	2,3	1,6	1,1	—
8Сг-1Мо	—	—	6,65	5,25	3,2	2,6	2,0	1,6
8Cr-lMo-Nb	—	—	9,8	7	3,6	2,5	1,8	1,3
12Сг		20,3	9,7	6,6	4,5	2,1	1,4	0,88	—
12Сг-Мо 		27,2	11,2	8,8	6,15	2,8	1,9	1,2	0,91
12Сг-Мо-В	31,4	14,7	10,0	7,0	—	—	—	—
12Cr-Mo-Nb	40,0	18,9	13,0	8,8	—	—	—	—
[7От		15,7	8,7	6,8	4,7	2,4	1,9	1,4	1,0
		ст 1%/ЮООО ч						
5Сг-Мо	13,0	7,2	4,7	3,7	2,1	1,5	—	—
5Cr-Mo-Si	10,5	5,6	3,6	2,5	1,3	1,4	0,63	0,43
5Cr-Mo-Nb	19,6	9,5	6,8	3,7	1,9	1,4	—	—
5Cr-Mo-Ti .	16,5	7,4	6,8	3,4	1,6	0,8	—	—
8Сг-1Мо	—	—	—	3,8	- -	—	1,5	—
8Cr-lMo-Nb	. .	—	—	8,3	5,7	2,7	1,8	1,3	0,87
12Сг		16,8	6,7	4,27	2,7	1,1	0,7	0,4	—
12Сг-Мо	18,3	8,9	5,45	3,1	1,6	1,0	0,77	—
58
Рис. 31. Изменение предела длительной прочности за 1000, 10 000 и 100 000 ч простых и сложнолегированных хромистых сталей в зависимости от температуры испытания:
/ - сталь 20; 2—1X13; 3 - 2X13; 4 - 4Х10СМ: 5 — 1Х12ВНМФ; 6 — 1Х12В2МФ; 7 - 2Х12ВМФБР; 9 - 18X11МФБ
59
и разупрочнения, то при более высоких температурах испытания (600—650° С) они по жаропрочным свойствам уступают хромоникелевым сталям аустенитного класса и особенно сложнолегированным жаропрочным сталям на базе у-твердого раствора с интер-металлидным упрочнением (см. рис. 29).
Более подробно поведение сталей при высоких температурах освещено в соответствующих разделах при описании свойств стали каждой марки.
Глава 1V
СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫЕ 5—10°/о-ные ХРОМИСТЫЕ ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ СТАЛИ
Свойства
Стали этой группы являются полужаростойкими, обладают повышенной коррозионной стойкостью в некоторых химически активных средах и широко применяются в нефтяной промышленности (крекинг-аппаратура), котлотурбостроении и аппаратуре синтеза аммиака (табл. 11), но они не являются нержавеющими.
Хромистые стали с 5% Сг вначале применяли без молибдена; они обладали существенным недостатком; в результате длительного нагрева при 450—575° С становились хрупкими.
При исследовании труб до и после эксплуатации (рабочая температура до 600° С и повышенное давление) обнаружена большая разница в значениях ударной вязкости.
В трубах, бывших в эксплуатации, значения ударной вязкости на 80% ниже, чем в трубах до эксплуатации. Оказалось, что во всех случаях хрупкость труб после эксплуатации связана с их восприимчивостью к хрупкости при отпуске.
Большинство исследователей отмечает, что хром, марганец и никель способствуют развитию хрупкости у сталей, а присадка молибдена полностью устраняет ее. Введение вольфрама оказывает положительное влияние, но его действие менее эффективно, чем молибдена. Позднее было выяснено, что молибден весьма полезен в сталях не только для устранения хрупкости, но и для повышения сопротивления ползучести при высоких температурах (рис. 32).
Кроме молибдена, почти обязательного для 5—10%-ных хромистых сталей, применяют и другие легирующие элементы [68— 701.
Кремний и алюминий [70, 71 1 вводят для повышения сопротивления окислению при рабочих температурах; титан или нио-60
Таблица 11
Химический состав, %, и применение 5—10%-ных хромистых сталей
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках — . заводская)	с	Si	Мп	Сг	Другие элемент ы	Применение
Х5 (Х5)	<0,15	^0,50	<0,50	4,5—6,0		Трубы (чувствительны к отпускной хрупкости); рабочая температура до 600— 650’ С
Х5М (ЭХ5М)	<0,15	<0,50	<0,50	4,5—6,0	0.45—0,60 Мо	Трубы, детали, задвижки и опоры котлов, работающих в нагруженном состоянии
Х5ВФ (Х5ВФ)	<0,15	0,30—0,60	<0,50	4,5—6,0	0,4—0,7 W; 0,4—0,6 V	Корпусы и внутренние элементы аппаратов нефтеперерабатывающих заводов, крекинговые трубы, детали насосов, за- движки, крепеж, работающие до 550“ С
Х6СЮ (ЭИ428)	<0,15	1,2—1,8	<0,5	5,5—7,0	0,7—1,1 А1	Детали котельных установок, трубы
Х6СМ (ЭСХ6М)	<0,15	1,5—2,0	<0,7	5,0—6,5	0,45—0,6 Мо	Трубы, применяемые для крекинг-про-цессов в условиях коррозии, части насосов, задвижки, штоки при работе до 660° С
— (Х7СМ)	<0,15	1,5—2,0	<0,7	6,5—8,0	0,45—0,6 Мо	То же
1Х8ВФ	0,08—0,15	0,60	<0,50	7,0—8,5	0,6—1,0 W; 0,3—0,5 V	Трубы печей, аппаратов и коммуникаций нефтезаводов, работающих до 550° С
бий — для устранения склонности стали к закаливанию на воздухе за счет связывания углерода в стойкие нерастворимые при закалке карбиды; ванадий — для повышения прочностных характеристик при рабочих температурах и для увеличения стойкости против водородной коррозии [49]. Как правило, содержание углерода в 5—10%-ных хромистых сталях не превышает
Рис. 32. Влияние молибдена (0,5%) на сопротивление ползучести 5%-ной хромистой стали при различных температурах:
1 — сталь без молибдена; 2 — сталь с 0.5% Мо (а — <Т1%/10000; б — О 1 %/100000)
0,15%.
При легировании указанных сталей необходимо учитывать, что присадка ферритообразующих элементов (молибдена, кремния, титана, ниобия, алюминия) при незначительном содержании углерода способствует получению двухфазной феррито-перлитной структуры. С повышением содержания углерода увеличивается количество перлита в стали и при ~0,47%С сталь полностью становится перлитной (эвтектоидной).
Характерной особенностью 5—40%-ных хромистых сталей является способность их при охлаждении на воздухе с надкритических температур приобретать высокую твердость, т. е. закаливаться (см. рис. 13). Повышение содержания углерода увеличивает склонность сталей к закалке.
Склонность к самозакаливанию на воздухе вносит ряд особенностей в технологию изгото-
вления деталей из таких сталей: после каждой операции горячей обработки давлением или сварки их следует отжигать при 840— 860° С. В некоторых случаях достаточен нагрев на температуру порядка 750—770° С, однако полное смягчение сталь получает только после высокотемпературного отжига.
В отожженном состоянии стали хорошо поддаются обработке на станках. После закалки и отпуска они имеют высокую прочность, достаточные пластичность и ударную вязкость. В зависимости от температуры отпуска механические свойства сталей меняются в широких пределах. Часто применяют термическуб обработку, состоящую из нормализации при 950° С и последующего двухчасового отпуска при 760—800° С с охлаждением на воздухе. Закалку в масле пли в воде почти не применяют [1, 68—71, 101 I.
62
Т а б л и ц.а 12
Механические свойства и режимы термической обработки 5—10%-ных хромистых сталей
Сталь марки по ГОСТ 5532—51 (в скобках заводская)	Полуфабрикат	ГОСТ или ЧМТУ	Термическая обработка	Механические свойства					
				ив	аЬ				ak кГ-л1/см2
					кГ/	MAi z			
									
Х5 (Х5)	Пруток	ГОСТ 5949—61	Отжиг при 860 ± ± 10° С, воздух	170	40	17	24	50	10
Х5М (ЭХ5М)		ГОСТ 550—58	Отжиг при 860 ± ± 20° С	—	45	—	20	—	—
Х5М (12Х5МА)		ГОСТ 10500—63	Закалка	950— 980° С, воздух Отжиг 840—880° С, воздух		45	22	20	50	12
									
Х5М (12Х5М)	Лист	ЧМТУ 2470—50	Нормализация при 950—980° С						
			Отжиг при 840° С	146	46	18	35	35	70
Х5М (ЭХ5М)	—	—	Отжиг при 860± ± 10° С	170	40	17	22	40	12
Х5ВФ (Х5ВФ)	Пруток |	ЧМТУ 2992—51 ГОСТ 10500—63	I. Отжиг при 840° С II. Отжиг	850—	149	52 40	28 22	30 22	63 50	12
			870° С, охлаждение						
			с печью						
Х6С (ЭСХ6)	—		Отжиг при 750— 800° С, воздух, масло	207	45	25	20	40	12
Х6СЮ (ЭИ428)	Пруток	ГОСТ 5949—61	Отжиг при 760— 800° С, воздух, масло	—	45	22	20	40	—
ХбСМ(ЭСХбМ)	—	—	Нормализация при	179	62	40	30	60	—
(Х7СМ)	—	—	950° С и отпуск при 800—820° С						
О', Со 		.									
Механические свойства сталей после термической обработки приведены в табл. 12.
Наиболее широкое применение получила 5%-ная хромомолибденовая сталь марки Х5М.
Рис. 33. Изменение механических свойств 5%-ной хромистой стали с 0,5% Мо в зависимости от температуры испытания
При рабочих температурах она обладает хорошими пластическими свойствами, которые мало изменяются в зависимости от продолжительности испытания (рис. 33).
Зависимость между временем до разрушения и напряжением, вызывающим это разрушение, показана на рис. 34, а зависимость скорости ползучести от напряжения—на рис. 35.
Влияние присадок ниобия, молибдена и ниобия к 5%-ным хромистым сталям на сопротивление ползучести при различных 64
вреня, 4
Рис. 34. Длительная прочность 5%-ной хромистой стали с 0,5% Мо при различных температурах
Рис. 35. Изменение скорости ползучести 5 %-ной хромомолибденовой стали в зависимости от напряжения при различных температурах испытания
5 Химушин 993	65
температурах представлено на рис. 36. Из этих данных видно, что присадка ниобия к 5%-ным сталям является положительной при температурах до 600° С, а совместное легирование молибденом
Рис. 36. Изменение предела ползучести за 10 000 ч хромистых сталей в зависимости от температуры:
/ — с о.об% С; 4.6% Сг; 2 - с о,об% С; 5,4% Сг; 0.54% Nb; 3 •- с 0,06% С, 5.6% Сг, 0.53% Nb, 0,53% Мо
и ниобием еще больше повышает сопротивление ползучести при указанной температуре.
Изменение сопротивления ползучести и длительной прочности 5%-ных хромистых сталей с различными присадками, отнесенное к 10000- и 100 000-4 испытаниям, в зависимости от температуры показано на рис. 30.
Как видно из рис. 30, присадки 1 % Мо и 1 % Si обеспечивают наивысшую жаропрочность в интервале 600—700° С, в то время как присадка титана сильно разупрочняет материал.
Хромомолибденовые стали с 5%Сг и повышенным содержанием кремния, обладающие бо-
лее высокой окалиностойкостью, также широко применяются для аппаратуры в нефтеперерабатывающей промышленности [68 1.
5°/0-ная хромистая сталь с титаном и ниобием
Введение сильных карбидообразующшх элементов — титана и ниобия — в 5 %-ные хромистые стали понижает способность этих сталей к .закалке (табл. 13—15).
Титан и ниобий, соединяясь с углеродом, понижают содержание его в твердом растворе, переводя углерод в устойчивые карбиды. По всей вероятности, температура полного растворения карбидов титана и ниобия в этих сталях значительно выше, чем карбидов хрома, поэтому они при обычных режимах термической обработки в реакции не участвуют.
Механические свойства сталей, приведенных в табл. 13, относятся к случаю свободного охлаждения их на воздухе. Из этих -данных видно, что стали с титаном и ниобием не закаливаются на воздухе, в то время как 5 %-ная хромистая сталь при этих же условиях горячей обработки закаливается в значительной степени. Эта особенность сталей с титаном и ниобием послужила основанием к применению их в качестве присадочного материала при сварке 5%-хромистых сталей. Особенно рекомендуется использовать в ка-66
Таблица 13
Механические свойства 5%-ных хромистых сталей без термической обработки
Сталь	Химический состав, %				as	°ь		
	С	Сг	TI	Nb	кГ/мм2		о/ 7П	
Х5	0,10	5,44					105	126	4	12
Х5Т	0,11	5,41	0,75	—	59	70	16	68
Х5Б	0,09	5,62	—	1,04	69	78	14	62
Таблица 14
Механические свойства и химический состав 5%-ных хромистых сталей с ниобием
Химический состав, %						6		Ударная вязкость по Изоду кГ 'М	Твердость НВ
Сг	с	Мп	Nb	К Г/ММ*		%			
5,03	0,08	—	-	38 114	58 138	31 6	74 20	12,5 2,6	153 351
6,81	0,08	0,45	—	39 100	60 121	29	72 16	13,9 1,6	149 340
6,06	0,08	—	0,58	27 28	50 53	36 31	78 69	12,3 12,0	146 149
6,04	0,08	0,51	0,56	27 19“	53 53	35 31	78 70	13,0 12,2	143 149
Примечание. В числителе указаны значения, полученные после нагрева до 750° С, выдержки 4 ч и охлаждения на воздухе; в знаменателе—после нагрева до £00° С и охлаждения на воздухе.
Таблица 15
Механические свойства сварных соединений 5%-ной хромистой стали с присадкой титана
Состояние образца	а» 1 аЬ кГ/мм*		6 %	Угол изгиба град.
После автогенной сварки .... То же, с последующим отжигом с помощью автогенной горелки ....	22—28 22—28	39-46 39—46	4—7 7—11	45—90 120—180
5*
67
честве присадочного материала сталь с ниобием, так как последний в противоположность титану при сварке не выгорает.
В табл. 15 приведены механические свойства 5%-ных хромистых сталей после автогенной сварки с применением в качестве присадочного материала стали с 5% Сг и 1 % Nb. После сварки шов был подвергнут отжигу в течение 1—2 мин с помощью сварочной горелки. Сварке подвергалась листовая сталь толщиной 6 мм состава: 0,1 % С, 5% Сг, 0,5% Мо и 0,4% Ti.
В работе [73] подробно рассматривается влияние присадок титана и ниобия к 3—5%-ным хромистым сталям на их закаливаемость и изменение ударной вязкости после нагревов в интервале отпускной хрупкости. Показано влияние двухчасового отпуска при различных температурах на ударную вязкость сталей с добавкой молибдена и титана и без них, предварительно нагретых до 900° С и охлажденных на воздухе. 5 %-ная хромистая сталь без добавок после охлаждения с 900° С на воздухе вследствие частичной закалки имела сравнительно невысокую ударную вязкость, которая после отпуска при 550° С еще больше снизилась. Сталь с титаном в исходном состоянии имела очень высокую ударную вязкость, но после отпуска при 450—550° С значения ее сильно понизились. При дальнейшем повышении температуры отпуска увеличение ударной вязкости стали с титаном проие-хо-дит медленно. 5%-ная хромистая сталь с молибденом после нагрева до 900° С и охлаждения на воздухе имела сравнительно низкие значения ударной вязкости, но снижения ударной вязкости, характеризующего ее отпускную хрупкость, не наблюдалось.
Одновременное присутствие титана и молибдена в 5%-ной хромистой стали устраняло отпускную хрупкость при комнатной температуре стали, подвергнутой отжигу и нормализации. Однако при —40° С нормализованная сталь оставалась склонной к отпускной хрупкости.
Наилучшие результаты были получены у 5%-ных хромистых сталей с ниобием в присутствии молибдена. 5%-ные хромистые стали с добавкой 0,53% Nb и стали с 0,50% Мо и 0,54% Nb имели высокую ударную вязкость после охлаждения на воздухе и сохраняли ее после нагрева при отпуске независимо от длительности нагрева.
Отпуск отожженной стали с ниобием в интервале 400—650° С в течение 700 ч не вызывал больших изменений ударной вязкости при 20 и —40° С. Способность ниобия при отсутствии молибдена устранять отпускную хрупкость 5%-ных хромистых сталей указывает на возможность замены молибдена в этих сталях.
Фрейкс отмечает, что хорошие результаты достигаются при сварке 5 %-ной хромистой стали с ниобием с использованием в качестве сварочного материала хромоникелевой стали типа 24-12. 68
Кроме того, присадка ниобия повышает стойкость сталей против окисления при повышенных температурах.
Присадка ниобия к 5%-ным хромистым сталям не оказывает существенного влияния на ползучесть сталей; в тех случаях, когда требуются более высокие жаропрочные свойства, рекомендуется совместное легирование ниобием и молибденом.
При шести- и восьмикратном содержании ниобия также могут быть получены хорошие результаты для деталей, подвергаемых
Рис. 37. Влияние температуры нормализации на твердость и результаты испытаний на сплющивание хромомолибденовой стали с добавкой титана и ниобия:
/ - 0.10% С, 4.98% Сг. 0.5% МО! 0,51% ТС 2—0.08% С;
5.01% Сг; 0,51% Мо; 59% Nb
кратковременному нагреву при умеренных температурах, как например при сварке тонких листов. Однако в этом случае перед сваркой рекомендуется провести стабилизирующий отжиг, состоящий из двухчасового нагрева при 850—900° С с последующим охлаждением на воздухе.
В работах [74, 751 отмечается, что присадка титана к 5 %-ным хромистым сталям улучшает их жаростойкость.
Уменьшение склонности к закалке при введении титана в 5%-ные хромистые стали сказывается и на литье.
Следует отметить, что присадка титана или ниобия к 5%-ным хромистым сталям полностью не предохраняет их от закалки на воздухе при сварке. Это связано с тем, что очень высокий нагрев при сварке переводит часть карбидов в твердый раствор и поэтому при последующем охлаждении пересыщенный твердый раствор распадается, повышая твердость. Однако это повышение
твердости в результате закалки хромистой стали в присутствии титана или ниобия не так сильно. Они подзакаливаются до твердости порядка 200 НВ [68].
Рис. 38. Влияние титана на изменение твердости в сварных швах хромомолибденовой стали (5% Сг; 0,5% Мо): а — сварка сопротивлением; б — точечная сварка; f — с присадкой титана; 2 — с присадкой ниобия
Влияние ниобия и титана на изменение твердости и сплющивания при нормализации образцов с различных температур показано на рис. 37; склонность к закаливанию при сварке — на рис. 38.
5°/0-ная хромистая стал£ с 0,5°/0Мо и О,5°/о V
Эта сталь в основном предназначается для деталей, стойких против водородной коррозии в условиях синтеза аммиака.
После термической обработки при 950° С с охлаждением на воздухе сталь сильно закаливается, имея мартенситную структуру в стадии распада. Отпуск при высоких температурах сообщает стали достаточную пластичность.
Особенно хорошие механические свойства сталь приобретает после двойной термической обработки.
Благодаря добавке молибдена сталь не склонна к хрупкости при длительном нагреве. Ванадий значительно усиливает стойкость стали против диффузии водорода в сталь и уменьшает склонность к хрупкости от поглощения водорода. Однако присадка ванадия снижает жаростойкость стали.
70
Ванадий в хромомолибденовых сталях [76 1 способствует повышению их жаропрочных свойств (рис. 39). Для 5%-ных хромистых сталей это улучшение наблюдается при введении —0,50% V, а для 7%-ных хромистых — при 0,18% V. Дальнейшее повышение содержания ванадия в этих сталях сказывается отрицательно вследствие преобладания феррита и исчезновения превращения.
В табл. 16 приведены данные о твердости некоторых хромомолибденованадиевых сталей в зависимости от содержания ванадия и режима термической обработки.
Следовательно, 5%-ную хромомолибденованадиевую сталь применять в качестве жаростойкого материала нецелесообразно.
В табл. 17 приводятся данные из работы Н. А. Мин-кевич и А. М. Борздыки [77 ] по влиянию режима термической обработки на механические свойства хро-момолибденованадиевой стали маркиЭИ152, содержащей 0,13% С, 0,33% Si, 0,3% Мп, 5,02 % Сг, 0,5 % Мо и 0,22 % V.
Сталь хорошо закали
Рис. 39. Влияние ванадия на длительную прочность хромомолибденовой стали при 650° С:
а — в течение 100 ч; б —500 ч; в — 1000 ч
при отпуске, чем хромомолиб-работе [77].
вается в масле и на воздухе, причемзначительной разницы при закалке в различных средах не обнаруживается. Сталь с ванадием показывает несколько большую стойкость деновая сталь, исследованная в
Таблица 16
Химический состав, термическая обработка и твердость хромомолибденованадиевых сталей
Химический состав, %						Термическая обработка	нВ
С	Мп	Si	Сг	Мо	V		
0,12	0,38	0,82	7,29	1,10	_—	Нормализация + отпуск	179
0,12	0,42	0,80	7,53	1,02	0,18		187
0,12	0,39	1,01	7,62	1,08	0,56		170
0,12	0,40	1,00	7,62	1,05	0,82		163
0,10	0,36	0,90	7,70	1,09	1,06		169
71
Продолжение'табл. 16
Химический состав. %						Термическая обработка	НВ
С	Мп	1 Si	Сг	Мо	V		
0,12	0,39	0,87	5,22	0,99	—	Отжиг	159
0,14	0,42	1,06	5,33	1,01	0,52	Нормализация + отпуск	170
0,14	0,39	1,03	5,30	1,08	0,69		172
0,10	0,38	1,00	5,22	1,07	1,06		
Таблица 17
Механические свойства хромомолибденованадиевой стали ЭИ152
Режим термической обработки	аЬ	ст0,2	6,	Ч>	К Г- м/СМ2
	кГ/ммг			а	
Отжиг при 850° С ...	46,0	26—28	26,0	76,0	17,6
Закалка с 900° С в воде	127,2	102,8	11,0	58,0	6,5
То же, в масле . , .	127,0	98,0	11,2	58,0	5,4
» на воздухе . . .	117,5	94,7	10,0	51,6	4,5
» в масле	-—•	—•			—
Отпуск при 550° С, охлаждение на воздухе 		121,4	101,4	13,4	61,8	5,0
Закалка с 900° С в масле, отпуск при 600° С, охлаждение на воздухе 	|	93,0	80,0	8,5	61,8	6,35
Сопротивление окислению 5—1О°/о-ных хромистых сталей в газовых средах
Как уже указывалось, увеличение содержания хрома в железоуглеродистых сплавах способствует повышению стойкости против окисления, а также улучшению коррозионной стойкости в атмосферных условиях. Мягкое железо, малоуглеродистая сталь и низколегированные молибденовые стали, применяемые в котло-турбостроении, обладают удовлетворительной жаростойкостью до 450—500° С. При 600° С они уже показывают высокие потери в весе и интенсивно окисляются. Введение 5% Сг увеличивает стойкость против окисления при температуре до 600° С, а при введении 10% Сг — до 700° С.
На рис. 40 и 41 показано влияние молибдена, кремния, и алюминия на изменение жаростойкости хромистых сталей. Присадка 1,5% Si к 5%-ным хромистым сталям повышает жаростойкость до 750° С, одновременное легирование кремнием (до 1 %) и алюминием (до 0,5%) способствует повышению жаростойкости до 800° С.
Введение в 5%-ную хромистую сталь около 0,5% Мо с кремнием и алюминием или без них не оказывает большого влияния на сопротивление окислению.
72
Из практики работы нефтеочистительных заводов установлено, что присадки кремния и алюминия к 5%-ным хромомолибденовым сталям особенно полезны так как увеличивают стойкость против окисления в горячих продуктах перегонки нефти [70, 78].
Повышение содержания хрома также целесообразно для улучшения коррозионной стойкости сталей, предназначенных для нефтеперерабатывающей аппаратуры [78 ]; при этом следует учитывать, что в ряде случаев хром является более полезным с точки зрения повышения стойкости против коррозии в продуктах перегонки нефти, чем с точки зрения жаростойкости [701. Более высокая жаростойкость может быть легче до-стигнутау 5%-иых хромомолибденовых сталей присадкой к ним кремния и алюминия, а не повышением содержания хрома.
На рис. 42 показано уменьшение скорости коррозии у стали с 5; 7 и 9% Сг в продуктах перегонки нефти. К. сожалению, не расшифровываются данные среды, в которой производилось испытание на коррозию.
Хром, оказывающий положительное влияние на жаростойкость стали, отрицательно сказывается на жаропрочных ха-
рактеристиках, особенно сопротивлении ползучёсди; это необходимо учитывать при выборе сталей для того или иного назначения.
Присадка кремния к 6%-ным хромистымсталям благоприятно
Рис. 40. Влияние температуры испытания на окалиностойкость различных сталей:
1 — углеродистая; 2 — 5% Сг -|- 0,5% Мо; 3 — 9% Сг 4- 1,7% Мо; 4— 5% Сг +0,5% Мо + 1,5% Si; 5 — 27% Сг; 6 - 17% Сг;
7 — 12% Сг
влияет на повышение жаростойкости в окислительной среде, не всегда обеспечивает высокую жаростойкость в топочных газах; на отдельных участках в процессе работы образуется в значитель
ном количестве окалина.
5—10%-ные хромистые стали обладают лучшей жаростойкостью в среде, содержащей повышенное количество серы в виде SO2. 200-ч испытания сталей этого типа в среде топочных газов
73
с добавкой 0,5—I % SO2 при различных температурах не показали большой разницы в сопротивлении газовой коррозии по сравнению со средой топочных газов без серы [79 ]. Однако при испыта-
Рис. 41. Влияние присадок кремния и алюминия в 5%-ных хромистых сталях на сопротивление газозой коррозии
нии в топочных газах с добавкой 2—3% SO2 при избытке воздуха порядка 8% наблюдалась большая разница в сопротивлении газо-
вой коррозии при высоких температурах (рис. 43).
Присадка кремния к 6%-ным хромистым сталям оказала положительное влияние на уменьшение стойкости против коррозии в окислительной среде, в продуктах сгорания топочных газов с 2% SO2 до температуры 800° С. В восстановительной атмосфере при избытке газов и в присутствии SO2, впускаемого в эту атмосферу,
Хром, V.
Рис. 42. Влияние хрома на коррозионную стойкость сталей в
горячих продуктах перегонки нефти
Рис. 43. Влияние кремния на стойкость против газовой коррозии 5%-ных хромистых сталей в продуктах сгорания светильного газа с добавкой 2% SO2 (пунктир) и без него (сплошные линии) [79 ]:
1 — 0,6%Si; 2 — 1.6% Si (длительность испытания 200 ч)
74
лучшие результаты были получены на 6%-ных хромистых сталях с присадкой 1,5% Si, а также при введении до 1 % Si и А1.
Установлено, что добавка ниобия и титана к хромистым сталям повышает их жаростойкость, но весьма незначительно,
Стали с присадками алюминия применяли в течение сравнительно небольшого промежутка времени, так как было найдено, что двухфазность, которую сообщает стали алюминий, затрудняет горячую обработку давлением. Повышенную стойкость против коррозии в горячих продуктах крекинга можно получить при увеличении содержания хрома и кремния.
О коррозии аппаратуры при переработке сернистых нефтей изложено в работах 180, 81 ]. В отечественной практике для уменьшения коррозии применяются стали с более высоким содержанием хрома и незначительным содержанием углерода (ЭИ496) в виде сварных конструкций, а также облицовывают этой сталью поверхности аппаратов из углеродистой стали [82].
Однако сварные соединения не всегда обеспечивают высокую коррозионную стойкость.
5°/0-ные хромистые сложнолегированные стали высокой прочности
Эту группу сталей раньше применяли в качестве штамповых, а в последнее время в качестве высокопрочного теплоустойчивого материала авиационных двигателей, деталей управляемых снарядов и ракет, разогреваемых до 550° С.
Эти стали, кроме хрома, имеют повышенное содержание углерода (~0,4%) и добавки молибдена и ванадия (табл. 18).
Таблица 18
Химический состав 5%-ных сложнолегированных высокопрочных сталей
Сталь марки	с	Мп	S1	Сг	Мо	v	Применение
Потомак А Васкоджет 1000 Унимач Я? 1	0,4	0,3	0,9	5,0	1,3	0,5	Листовой материал и поковки. Детали шасси, корпуса ракет, валы, роторы, топливные баки управляемых снарядов. Болты, пружины, шестерни, детали реактивных двигателей
Потомак М Вискоунт 44	0,4	0,3 и 0,75	1,0	5,25	1,15	1,0	Оболочки ракет. Обшивка самолетов, поковки и др. элементы конструкции, работающие с высокой прочностью до 540° С
75
Продолжение табл. 18
Сталь марки	с	Мл	Si	Сг	Мо	V	Применение
HST- 140	0,4	0,6	0,3	5,0	2,25	0,50	Штампы и детали для самолетов и ракет
Хальмо	0,6	—	1,10	4,7	5,2	0,05	Детали авиационных двигателей, работающие при температурах до 540—600° С
Термолд 1	0,53	0,35	1,0	5,00	1,75	1,0 и l,5Ni	Оболочки ракет и другие детали, работающие при температурах до 540° С
Таблица 19
Механические свойства и термическая обработка 5%-ных хромистых сложнолегированных сталей
Сплав	Термическая	Темпера-	<7&	ff0,2	6	4)
марки	обработка	тура °C	кГ/л.и=		%	
Потомак А	Лист в термообработанном состоянии	20	162—218	133—178	5—13	—
	Отжиг при 815° С,	[ 20	204	164	16	41
	закалка с 1040“ С, 5 Л!««, на воздухе и 2 последовательных отпуска по 2 ч при 538 и 555“ С	1 538*	145	НО	15	35
Васкоджет	Аустенизация при	20	197	155	6,0	—
1000	1010“ С, 30 жн«, воздух, отпуск при 538 и 570“С	20	183	151	10	
HST- 140	Закалка в масле и отпуск при 600° С, 1 ч	20	220	158	13	41
Потомак М	Закалка на воздухе и отпуск при 565’ С	20	183	148	5	—
Хальмо	Закалка на воздухе и отпуск при 1 565“С	20	161	140	—	—
Термолд I	Закалка и отпуск при 315“С	20	211	169	9	—
* Выдержка 30 мин.
76
В табл. 19 приведены механические свойства 5%-ных хромистых сложнолегированных сталей при комнатной и повышенных температурах с указанием применяемых режимов термической обработки.
6°/0-ная хромистая сталь с 0,4°/о С, 1,3°/0Мо и О,5°/о V [54]
Эта сталь характеризуется высокой прочностью в интервале температур от —75 до +540° С и рекомендуется для деталей фюзеляжа, шасси управляемых снарядов, реактивных двигателей, болтов, пружин и шестерен. После закалки и отпуска при 510— 700° С предел прочности может иметь значение до 211 кГ/мм2, при этом охрупчивание стали не выявляется. Длительная прочность стали за 100 ч при 480° С составляет 126,6 к.Г/мм2, а сопротивление ползучести (деформация 0,001 %) —91,3 кГ/мм2.
Для защиты от окисления при более высокой температуре рекомендуется алюминиевое покрытие. Готовую деталь погружают в жидкий алюминий при 730° С и затем нагревают до 1010° С; полученное таким образом покрытие имеет толщину 0,07—0,15мм. Сталь с таким покрытием не окисляется при 730—955° С.
Глава V
ХРОМОКРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ (СИЛЬХРОМЫ) И ДРУГИЕ КЛАПАННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Сильхромы начали широко применять для клапанов выпуска автомобильных и авиационных двигателей после 1918 г., причем на автомобильных двигателях малой и средней мощности их применяют до настоящего времени. Для авиационных поршневых двигателей их применяют очень редко.
Кроме клапанов, сильхромы используют в других отраслях промышленности в качестве жаростойкого материала, например для изготовления рекуператоров, теплообменников для подогрева воздуха, колосниковых решеток.
Химический состав п свойства наиболее распространенных сильхромовых сталей и области их применения приведены в табл. 20, 21 и 22 (аналогичные данные по аустенитным клапанным сталям и никелевым сплавам рассматриваются в соответствующих разделах).
К клапанным сталям и сплавам ввиду специфичности их работы предъявляется ряд особых требований: сталь должна иметь
77
Таблица 20
Химический состав (%) и применение сильхромовых и других клапанных сталей и сплавов (отечественные)
Сталь марки по ГОСТу (в скобках— заводская} 4Х9С2 (ЭСХ8, Х9С2) 4Х10С2М (ЭИ107) 3X13H7C2 (ЭИ72, Х13Н7С2) 4Х14Н14В2М (ЭИ69) 4Х14Н14В2С2 (ЭИ240) (В2К) (ВЗК) Х20Н80 (ВХН1, ЭИ334) ХН70МВТЮБ (ЭИ598) 5Х20Н4АГ9 (ЭПЗОЗ) 4Х22Н4МЗ (ЭП48)	С 0,35— 0,45 0,35— 0,45 0,25— 0,34 0,40— 0,50 0,40— 0,50 2,0 0,9—1,3 0,5—1,2 sg0,12 0,5—0,6 0,4—0,5	Si 2,0—3,0 1,90— 2,60 2,0—3,0 sS0,80 2,0—3,0 1.5 1,75— 2,75 1,5—2,5 scO.60 scO,70 0,70—1,0	О	О О О	О	О О	о СТ -	г-_ г- г-_	1Л	Т т 8	О	О О О	ООО V/ V/ V/ V/ V/	V/ V/	00 S3 о	Сг 8,0— 10,0 9,0— 10,5 12—14 13—15 13—15 30,0 28—32 35—40 16—19 19—22 21—23	NI <g0,50 6,0—7,5 13—15 13—15 2,0 50—60 Основа 3,5—4.5 4,0—5,0	Другие элементы 0,70—0,90 Мо 2,0—2,75 W 0,25—0,40 Мо 2,0—2,75 W 15% W; основа Со 58—63 Со; 4,0—5,0 W; 0,07; S; 2,0 Fe 5,0 Fe; 0,07 S 1,9—2,8 Ti; 1,0—1,7 Al; 2,0—3,5 W; 4,0—6,0 Mo; 0,5—1,3 Nb; 0,01 B; 0,02 Ce; <5,0 Fe 0,2—0,3 N 2,5—3,0 Mo	Применение Клапаны пуска автомобильных тракторных и дизельных двигателей, трубки рекуператоров, теплообменники, колосники Клапаны двигателей, крепежные детали, работающие при 600—650° G Клапаны впуска авиадвигателей и выпуска автомобильных, тракторных двигателей Клапаны выпуска авиадвигателей, наплавляемых стеллитом или нихромом с натриевым охлаждением. Сварные клапаны со штоком 40 X Клапанные седла с коэффициентом расширения, близким к алюминиевым сплавам Для наплавки фасок клапанов выпуска авиадвигателей Для наплавки фасок клапанов выпуска авиадвигателей Для наплавки фасок и донышка клапана авиадвигателей Клапанные седла и лопатки газовых турбин Клапаны выпуска автомобильных двигателей [839 и 840] То же
Таблица 21
Химический состав (%) и применение сильхромовых и других сталей и сплавов (зарубежные)

Сталь марки	С	Si	Мп	Сг	Ni	Другие элементы	Применение
Сильхром 1	==0,5	==3,3	==0,40	8,5	—	—	Впускные и выпускные клапаны автомобильных н мотоциклетных двигателей, работающих при средних условиях напряженности
хв	=^0,8	==2,0	==0,40	21,0	=£1,5	—	Клапаны дизелей и автомобилей, работающих в более тяжелых условиях
XCR	===0,4	=si,o	==51,0	23,5	5,0	2,8 Мо	1 Клапаны выпуска автомобильных
21/12 N	^0,2	^1,0	=£1,3	21,0	11,5	0,18 N	I Двигателей
Еп54 Инконель (ТРМ)	Ш	о о”	о" V/	V/	/л /л ° г- со о	/л	/л ьэ	о о	СЛ	13,6 15,7	13,5 Основа	2,17 W 2,0 Ti; 6,0 Fe	Выхлопные клапаны авиационных н грузовых двигателей 1 Выхлопные клапаны с натриевым г охлаждением авиационных двигателей
Нимоник 75	«^0,10	s^l.O	5=1,0	20,0	*	0,5 Ti; 1,0 Fe	(Прат. Уитни)
Нимоник 80	^0,10	=£1,0	^1,0	20,0	»	2,0 Ti н 1,0 Al ==5,0 Fe	Для клапанов выпуска, работающих в тяжелых Условиях (гоночные автомобили) и в случае малого веса клапана
Кобальтовый стелит № 6	===1,о	«51.21	=£0,6	27,6	—	4,25 W и основа кобальт 2,0 Fe	Для наплавки фасок клапанов поршневых двигателей авиационного типа
Брайтрей ВАС	==0,2	^0,50	===1,0	20,0	Основа	-0,5 Fe	Широко применяется для наплавки фасок и донышка клапанов выпуска сильно нагруженных авиационных двигателей
Механические свойства клапанных сильхромовых сталей
Таблица 22
Сталь марки по ГОСТу (в скобках ™ заводская)	Термическая обработка		°S	6	1|>	ak	Твердость		Температура начала интенсивного окисления °C
		кГ/мм'£		5	1	к Г -м/см2	НВ	HR.C	
(СХЗ)	Закалка с 1025° С в масле и	100	80	15	55				850 -
4Х9С2 (ЭСХ8)	отпуск на требуемую твердость I. Закалка с 1050° С в масле	90	60	20	55	—	—	25—35	925
	и отпуск при 680—700° С, охлаждение на воздухе II. 1000° С в масле+отпуск	87	69	24	56	0,5—7,2					925
4Х10С2М (ЭИ107)	при 800° С, вода III. Отжиг 860°С, охлаждение на воздухе * I. Закалка с 1010—1050° С в	75 103	50 40	15 10	35 40	—	285—341	30—37	850
	маело+отпуск при 750 ±30* II. Закалка с 1100° С, масло-f-	96	68	19	40	3	—	—	—
5Х20Н4АГ9	отпуск при 800° С, вода Закалка с 1180° С в воде и	100			7	9	1,2	—.	38	800
(ЭПЗОЗ) (ВЗК)	старение 10—15 ч при 770° С, охлаждение на воздухе Литой, без термической обра-							400	43—50	1000
(В2К)	ботки То же							—	600	38—45** 57—62	950
(ВХН1)		—	—	—	—	—	—	50	55** 20—30	1100
* По ГОСТу 5949—61.
** Твердость наплавленного материала.
высокую прочность и твердость при рабочих температурах, хорошо сопротивляться действию теплосмен и усталости, обладать высоким сопротивлением газовой коррозии в атмосфере воздуха и в конденсате продуктов сгорания этилированного топлива (бензина). В результате сгорания образуются очень разбавленные хлористо-и бромистоводородные кислоты и легкоплавкие окислы свинца [127]. Поэтому материал клапана должен иметь достаточно высокое сопротивление их действию и действию окислов свинца, разрушающих защитные пленки на поверхности окалиностойких сплавов.
В процессе сгорания топлива образуются твердые частицы, которые должны раздавливаться при соприкосновении фаски клапана с седлом, поэтому сталь должна иметь достаточно высокую твердость (не менее 120 НВ) при соответствующих рабочих температурах [1081.
Для повышения стойкости клапанов против разгара фаску клапана или все донышко наплавляют стеллитом или нихромом с помощью ацетилено-кислородной горелки [7, 103 и 104 ]. В США для этой цели применяют специальное алюминирование [126].
Для понижения температуры разогрева металла клапанов их делают пустотелыми и внутреннюю полость заполняют металлическим натрием, который в результате циркуляции интенсивно отводит тепло от стенок клапана через шток к корпусу двигателя. На рис. 44 показан разрез клапанного узла.
Свойства клапанных материалов и условия их эксплуатации подробно описаны в работах [7—9, 102—105, 108, 109, 126—128].
Сильхром 4Х9С2 применяется на многих автомобильных и тракторных моторах небольшой мощности. В более напряженных моторах и дизелях он вытесняется сильхромом ХВ и XCR (табл. 20 и 21).
В авиационных поршневых двигателях как в отечественной, так и зарубежной практике для выпускных клапанов используют хромоникельвольфрамомолибденовую сталь марки 4Х14Н14В2М (ЭИ69), с наплавкой фасок или всего донышка стеллитом ВКЗ или нихромом типа 80—20 (ЭИ334).
В последнее время в СССР и за рубежом начали применять никельхромистые сплавы стареющего типа: ЭИ437А, нимоник 80 и инконель М (ТРМ) [108].
Данные по определению твердости клапанных сталей в горячем состоянии (рис. 45) показывают, что у сильхромовых сталей при температурах выше 550—600° С твердость очень быстро снижается [108, 109]. Стали аустенитного класса (Еп54), сплавы типа нихромов 80-20 (нимоник 75) и нихром, применяемые для наплавки клапанных фасок, сохраняют требуемую твердость при нагреве до 700—750° С.
Наибольшую твердость при высоких температурах имеют дисперсионно твердеющие никельхромотитанистые сплавы типа нимо-
6 Химушнн 993	W
Рис. 44. Схема конструкции клапанного узла. Стрелками показано направление отвода тепла от клапана
Температура испытания, °C
Рис. 45. Изменение горячей твердости клапанных сталей и сплавов в зависимости от температуры испытания
82
ник 80 (ЭИ437А). Сочетание высокой прочности, твердости с достаточной жаростойкостью в среде продуктов сгорания топлива способствует повышению стойкости клапанов, изготовляемых из этих сплавов. Следует отметить, что наплавленный металл из сплава Брайтрей ВАС имеет повышенное содержание углерода (около 0,5%). Колебание содержания железа от 0,5 до 12% в наплавленном металле сплава Брайтрей и углерода от 0,3 до 1,0% мало сказывается на его жаростойкости при температурах около 800° С [108].
Изучение жаростойкости клапанных сталей и сплавов в среде продуктов сгорания авиационного бензина с примесью тетраэтилсвинца показало, что нихромовые сплавы типа 80—20 обладают наиболее высокой стойкостью [7].
Структура и свойства сильхромовых сталей
Свойства сильхромовых сталей зависят от структуры и введенных легирующих элементов.
Кремний подобно хрому действует как ферритообразующий элемент, сильно ограничивая у-область. При введении в железо 1,8% Si наступает полное замыкание у-области и сплавы при нагреве и охлаждении ведут себя как ферритные, не имея превращений а. В присутствии хрома или других элементов, действующих аналогично хрому, необходимо учитывать суммарное их влияние. Так, хром и кремний, введенные в сталь или железо, вызывают замыкание у-области при меньшем содержании каждого из них, причем это действие не пропорционально их концентрации и зависит от температуры.
Суммарное действие хрома и кремния на ограничение у-области приводит к тому, что стали с малым содержанием углерода уже при 6% Сг и 2% Si относятся с сталям полуферритного класса, а при большем содержании кремния — к сталям ферритного класса, которые не имеют превращений yzz а.
Ферритные стали имеют большую склонность к росту зерен при нагреве выше 850° С, в результате чего они при комнатных температурах становятся исключительно хрупкими и не поддаются холодной обработке (изгибу, протяжке, штамповке и т. д.).
В некоторых случаях сильхромы ферритного класса становятся крупнозернистыми при нагреве до сравнительно невысоких температур (—800а С). Сильному росту зерен у ферритных сталей особенно способствует предварительная небольшая холодная деформация.
Введение углерода в железохромокремнистые сплавы ведет к расширению у-области и линия, ограничивающая эту область, перемещается в сторону больших содержаний кремния (рис. 46).
Пространственная диаграмма (рис. 47) показывает изменение критических точек у сплавов с 10% Сг в зависимости от темпера-6*	83
Крепкий, %
Рис. 46. Влияние углерода на смещение точек в системе железо—кремний (цифры содержание углерода, %)
критических у кривых —
Рис. 47. Диаграмма изменения критических точек у сильхромовых сталей с 10% Сг в зависимости от температуры, содержания углерода и кремния
84
туры и содержания углерода и кремния. На этой диаграмме видно, что с повышением содержания кремния критические точки очень сильно повышаются.
Хромокремнистые стали марок ХЗСЗ и Х9С2
Сильхромовые стали типа ХЗСЗ и Х9С2 (СХЗ и СХ8), применяемые для изготовления клапанов, относятся к группе мартенситных сталей с полным фазовым превращением а. При быстром охлаждении с температур, лежащих выше критических, эти стали весьма интенсивно закаливаются. После закалки в масле обычно получается мартенситная структура, а после закалки на воздухе — троостито-мартенситная. Критические точки, а следовательно, и температура полной закалки у сильхромовых сталей лежат около 1000° С (табл. 23), что хорошо подтверждается кривыми изменения твердости (рис. 48, 49).
Таблица 23 Критические точки сильхромовых сталей
Сталь	Химический состав, %				Критические точки, °C			
	С	Si	Сг	Мо	Ас.	А-з	Аг,	Лг,
ХЗСЗ	0,40	4,05	3,53			910					845
	0,24	2,86	2,80	—	860	—	—	800
Х9С2								900	970	970	810
	0,-33	2,27	8,86	—	875	—	—	820
	0,43	2,73	10,2	—	920	—-	—	860
	0,59	4,25	11,0	—-	1100	—	—	1025
Х9С2М	0,43	2,30	9,55	0,39	870	—		-	800
Х10С2М	—	—	—	—	875—835	975—935	880—810	750—650
При очень высокой температуре нагрева (выше 1100° С) сильхромовые стали проявляют склонность к значительному росту зерен, что приводит к хрупкости, связанной с грубозернистостыо и склонностью к нафталинистому излому. Эту хрупкость в ряде случаев можно устранить путем фазовой перекристаллизации.
В то же время подогрев при закалке ниже температуры Ас-3 приводит к образованию двухфазной структуры, состоящей из хромистого феррита и продуктов распада аустенита (так называемая неполная закалка), что недопустимо. В результате отпуска закаленной сильхромовой стали появляются промежуточные структуры от мартенсита до сорбита с соответствующим изменением твердости (табл. 24).
В результате медленного охлаждения при температуре отпуска 500—600° С или при нагреве в этом интервале сильхромо-
85
Температура закалки > °C
Рис. 48. Изменение твердости сильхрома Х9С2 (0,35% С; 3,25% Si; 9,12% Сг) в зависимости от температуры закалки и закаливающей среды;
1 — масло; 2 — воздух
Рис. 49. Изменение твердости сильхрома ХЗСЗ (0,45% С; 3,77% Si и 2,53% Сг) в зависимости от температуры закалки и закаливающей среды:
1 — масло; 2 — воздух
86
вые стали становятся хрупкими, ударная вязкость сильно снижается; это явление называют отпускной хрупкостью. Хрупкость сильхромовых сталей подробно исследована М. В. Придание-вым [9 ], который установил следующее.
Сильхромы с 8—10% Сг приобретают особенно сильную хруп
кость при отпуске в результате медленного охлаждения при введении в них более 2,35% Si, что на рис. 50 отмечено кривой, име-
Рис. 50. Влияние кремния на чувствительность сильхромовой стали к хрупкости:
/ — сталь СХ8 — после шестой термической обработки; 2 — сталь СХ8 — после первой; 3 — сталь СХ8М с 0,35% Мо - после шестой; 4— сталь с 0,35% Мо — после первой термической обработки
ющей максимум при 2,8% Si. Кривые на диаграмме показывают отношение максимальной ударной вязкости сталей после быстрого
Таблица 24
Изменение твердости и ударной вязкости закаленной и отпущенной стали Х9С2 в зависимости от температуры закалки (закалка в масле, отпуск при 800° С с охлаждением на воздухе)
Температура закалки °C	НВ	°* кГ-м/см1
975	231	5,6
1000	254	4,1
1050	236	3,0
1100	266	3,1
охлаждения к минимальной ударной вязкости в результате медленного охлаждения. Присадка молибдена к сильхромовым сталям с 8—10% Сг вызывает смещение максимума хрупкости в сторону больших содержаний кремния. Улучшающее влияние молибдена в сильхромовых сталях в отношении устранения отпускной хрупкости используется в клапанных сталях более мощных двигателей, в состав которых вводят около 0,3—1,0% Мо (сталь 4Х10С2М). Однако молибден оказывает улучшающее влияние на устранение отпускной хрупкости не при всех режимах термической обработки.
Хрупкость сильхромовых Сталей можно устранить, быстро охлаждая их в воде после отпуска при 700—800° С: при этом чрезмерно большие напряжения не появляются (табл. 25).
После того как стали приобрели хрупкость в результате медленного охлаждения, ее можно снять повторным нагревом до 700— 800° С (т. е. выше температур, вызывающих хрупкость) и последу-
8
Таблица 25
Изменение механических свойств сильхромов в зависимости от термической обработки
Химический		состав, %		Термическая обработка	°р	°ь	«5	Ф	ak кГ -м/см1
с	Si	Сг	Мо		кГ/ммг		%		
0,52	2,69	7,78	—	Отжиг при 950° С Закалка с 1000° С в масле и отпуск при 820° С с охлаждением в воде	68,8 69,5	86,1 87,9	23,2 25,0	53,5 59,6	0,48 7,24
0,42	3,88	2,94	0,30	Закалка с 950° С в масле и отпуск при 800° С с охлаждением в печи То же, с охлаждением в воде	83,0 78,0	96,4 97,2	22,8 23,9	54,3 54,8	0,61 4,02
ющим быстрым охлаждением. Таким образом, явление хрупкости у сильхромов связано с обратимым процессом, протекающим в определенном интервале температур отпуска (500—600° С) при
Рис 51, Влияние температуры отпуска с последующим медленным охлаждением на ударную вязкость сильхромовых сталей:
1 — 0,40% С; 2,26% Si; 9,1% Сгн0,31% Мо; 2- 0.40% С;
2,75% Si, 8.4% Сг; 0,39%Мо; 3-0,43% С, 2,7% Si; 10.2% Сг; 4 — 0,41% С; 3,6% Si; 8,92% Сг
нагреве и охлаждении. Вместе с тем этот процесс связан с определенной скоростью и при быстром охлаждении не наблюдается.
На рис. 51 приведены кривые изменения ударной вязкости некоторых сильхромовых сталей после отпуска при различных 88
температурах с последующим медленным охлаждением. Кривые рис. 52 показывают, что ударная вязкость у сильхромовых сталей сильно возрастает и с повышением температуры испытания. При температурах выше 300° С ударная вязкость у всех сталей достаточно высокая, в том числе и у сталей, обладающих хрупкостью при комнатных температурах.
Отмечается [7 ], что в некоторых партиях клапанов из стали ХЗСЗ, применяемой в тракторах, обнаруживалась очень сильная
Рис. 52. Влияние температуры испытания на ударную вязкость сильхромовых сталей:
I — 0,51% С; 2.86% Si; 9,9% Сг! 2 — 0,42% С; 3,6% Si; 9,96% Сг; 3 — 0,59% С; 4,25% Si. 11% Сг; 4 — 0,38% С, 4,63% Si; 3,2% Сг
хрупкость, которая приводила к поломкам клапанов при правке и механической обработке, а иногда во время работы. Характерно, что эта хрупкость проявлялась не только у клапанов с крупнозернистой структурой, но также с мелкозернистой. Этот факт свидетельствует о том, что данная хрупкость не была связана с видом излома.
В результате проведенных исследований было установлено, что нормализация при 900° С ведет к появлению структурной составляющей со своеобразной шиповидной ориентацией; эта ориентация тем резче, чем больше выдержка при данной температуре и чем выше температура закалки.
Применение одной обработки — высокий отпуск при 840— 850° С с охлаждением на воздухе вместо сложной обработки, состоящей из нормализации при 900° С (воздух), закалки при 900° С в масле и отпуска при 700° С, позволило устранить указанный не-
89
достаток. Аналогичное влияние оказывает термическая обработка, состоящая из предварительного нагрева с 1000—1250° С с охлаждением на воздухе, закалки с 1050° С в масле и отпуска при 700° С с охлаждением в масле (см. ниже) на ударную вязкость стали ХЗСЗ.
Температура нормализации, °C . . .	900	900	850
Ударная вязкость, кГ-м!смг .... 0,7—1,2 2,9—3,4 2,8—4,0
Характерно, что при указанных режимах термической обработки наблюдается главным образом разница в значениях ударной
Температура испытания. °C
Рис. 53. Механические свойства сталей СХЗ и СХ8 при различных темпе-
ратурах испытания
вязкости, тогда как другие механические характеристики <ур, 6) изменяются весьма незначительно.
При испытании сильхромов в нагретом состоянии (до 350— 850° С) они получают высокую ударную вязкость и очень высокое сопротивление динамическим воздействиям, в том числе высокую ударную твердость.
Наряду с высокой ударной вязкостью сильхромовыестали в нагретом состоянии обладают достаточно высокими механическими свойствами до 600° С. При более высоких температурах они быстро теряют свою жаропрочность (рис. 53) и уступают в этом отношении хромоникелевым сталям аустенитного класса [НО, 111]. 90
1Оп/о-ные хромокремнистые стали типа Х10С2М с молибденом
Сильхромовые стали, содержащие 0,2—0,6% Мо, применяют для клапанов впуска и выпуска автомобильных двигателей, а силь-хромы с повышенным содержанием молибдена (0,7—1,3%) —для клапанов некоторых авиационных двигателей и грузовых автомо-
билей.
Молибден присаживают к сильхромовым сталям для устранения отпускной хрупкости и для повышения способности стали к закалке на воздухе. По данным М. В. Приданцева [9], хрупкость сильхромовых сталей зависит от присутствия в них не только к-р'емния, но и молибдена. С повышением содержания кремния в сильхромовых сталях эффективность влияния молибдена на устранение отпускной хрупкости постепенно ослабевает.
Сталь Х10С2М обычно относят к сталям мартенситного класса с полным фазовым превращением. Однако полное фазовое превращение у этих ста
Рис. 54. Влияние температуры закалки на изменение твердости стали Х10С2М (ЭИ107)	с разным	содержанием кремния, %;	7 — 0,41	С;	10 Сг;	0,85	Мо;
2,10 Si;	2 — 0,44 С;	11 Ст;	0,88	Мо;
3,00 Si;	3 - 0,40	С;	11 Сг;	0,86	Мо,
2,40 Si
лей происходит при строго определенном химическом составе. Широкие пределы по содержанию хрома (9—11%) и кремния (2—3%) при выплавке сталей с максимально допустимымсодер-
жанием этих элементов служили
причиной появления двухфазности и неполного превращения. У сталей с неполным фазовым превращением наблюдалось непостоянство свойств, особенно ударной вязкости. Позднее для стали Х10С2М (ЭИ107) верхние пределы по хрому и кремнию были изменены: вместо 11% Сг установлено 10,5% и вместо 3,0% Si—2,6%.
Превращение сх у сильхромовых сталей с молибденом
протекает при достаточно высоких температурах, о чем свидетель
ствуют данные о критических точках, определенных на дилатометре Шевенара для ряда производственных плавок стали Х10С2М.
Большой разброс температур критических превращений (см. табл. 23) обусловлен тем, что исследованные стали сильно отличались друг от друга по химическому составу, в частности по содер-
91
жаникэ хрома, нёШотря на то, что они укладывались в пределах марочного состава.
Высокая температура превращения а -> у также подтверждается изменением твердости в зависимости от температуры закалки и химического состава (рис. 54).
При закалке с температур, лежащих выше критических, сталь Х10С2М приобретает мартенситную структуру с очень высокой твердостью, а после отжига — структуру зернистого перлита.
Клапаны впуска и выпуска из стали Х10С2М обычно подвергают двойной термической обработке: закалке с i050° С с охлаждением в масле или на воздухе и отпуску при 740° С в течение 20лшн.
Опыт показал, что небольшие колебания температуры нагрева под закалку оказывают сильное влияние на изменение механических свойств и особенно ударной вязкости (табл. 26).
Таблица 26
Влияние температуры закалки и среды охлаждения на механические свойства стали Х10С2М [отпуск после закалки при 740“ С, охлаждение на воздухе]
Темпера’ тура		аЬ	ffS		б		НЙ	г
закалки °C		J		кГ/мм1		%			0*^
1050	Масло ...	112	88	84,9	15	43	321	3,1
1050	Воздух	. .	115,6	93,4	89,1	14,4	40,6	337	2,8
1030	Масло . . .	110,3	86,7	81,8	14,2	34,4	306	2,2
1030	Воздух ....	110,1	87,4	83,3	13,6	37,6	309	2,2
1070	Масло ....	108,3	82,8	76,7	14,3	33,6	306	2,1
1070	Воздух ....	110,6	83,0	78,6	13,3	34,0	306	1,7
Как уже указывалось, закалка при повышенных температурах способствует появлению крупнозернистости в изломе, хрупкости и резкому снижению величины ударной вязкости. Однако наблюдались случаи, когда закалка при 1050—1070° С с последующим отпуском при 740° С непосредственно не вызывала сильной хрупкости и крупнозернистости в изломе, но отрицательно сказывалась в этом отношении после повторной термической обработки. Клапаны из стали Х10С2М часто после первой термической обработки имели удовлетворительный излом, а после повторной обработки — явно неудовлетворительный: с резким укрупнением зерна и блестками (нафталинистый излом).
В связи с этим температура нагрева деталей под закалку принята 1010—1040° С вместо 1040—1070° С. Отпуск после закалки остается неизменным и состоит из нагрева в течение 20 мин при 740° С с последующим охлаждением на воздухе.
После такой термической обработки твердость клапанов впуска и выпуска должна составлять 33—40 HRC.
92
Механические свойства сильхромов при высоких температурах изучались в работах [6—9, 102—104, 108—111 1.
Хотя данные различных авторов несколько расходятся, результаты испытания показывают, что сильхромомолибденовые
Рис. 55. Изменение механических свойств стали Х10С2М (ЭИЮ7) в зависимости от температуры испытания. Термическая обработка: закалка при 1100° С в масле и отпуск при 850—800° С с охлаждением в*воде
стали обладают достаточной жаропрочностью при температурах до 600° С. При более высоких температурах жаропрочные свойства этих сталей сильно падают (рис. 55).
93
Сталь Х10С2М прекрасно азотируется на глубину 0,15—0,2 мм за 40 ч при 540° С, обеспечивая высокую твердость штока и благодаря этому высокое сопротивление износу.
Сильхромомолибденовая сталь удовлетворительно наплавляется стеллитом ВЗК, образуя достаточно плотный шов с несколько грубозернистой мартенситной структурой, которая улучшается последующим- медленным охлаждением и термической обработке й.
Сильхромомолибденовые стали, так же как и сильхромы, чувствительны к перегреву при горячей обработке, особенно при обработке полуфабрикатов и изделий (ковка и штамповка клапанов).
Клапаны можно ковать и штамповать: 1) горячей обработкой с нагревом до 1050—1100° С (температуры выше критических) и 2) нагревом при температурах ниже критических (930° С), лежащих в а-области.
Оба способа горячей обработки дают вполне удовлетворительные результаты, но преимущество надо признать за горячей деформацией в а-области.
Жаропрочные свойства сильхрома Х10С2М удовлетворительны до температуры 600° С, причем для кратковременной службы [6, 7, 102]. После длительного нагрева при 500°С свойства стали Х10С2М изменяются незначительно, в то время как после длительного нагрева при 550—500° С у нее наблюдается очень сильное снижение ударной вязкости (до 1,5 кГ-м/см2).
Ввиду малой пластичности стали Х10С2М максимально допустимая деформация для нее принята 0,5%.
Сталь Х10С2М обладает хорошей релаксационной стойкостью при температурах до 450° С и может применяться при этих температурах в качестве крепежного материала.
Хромокремнистая сталь типа 21-2 с никелем (сильхром ХВ) (ЭИ992)
Из стали типа 21-2 изготовляют клапаны впуска и выпуска автомобильных двигателей; она описана Колуэлом [103, 104] под названием сильхрома ХВ и Брауном [109] (см. табл. 21).
По своей структуре сталь относится к закаливающимся, мартенситного класса и в закаленном состоянии имеет твердость 50 HRC, вполне достаточную для наконечника клапана.
Критические точки у этой стали несколько ниже, чем у стали Х9С2, что не вполне желательно.
Благодаря высокому содержанию хрома сталь ХВ обладает лучшей стойкостью против окисления при высоких температурах, а благодаря повышенному содержанию углерода и добавке никеля обладает лучшей жаропрочностью, чем сильхромовая сталь марки Х9С2. Однако по сравнению с аустенитными сталями жаропрочность стали ХВ значительно ниже.
94
В табл. 27 приведены данные о сопротивлении разрыву силь-хрома ХВ при высоких температурах и более медленном растяжении, чем это принято при кратковременных испытаниях.
Таблица 27
Механические свойства сталей ХВ н XCR
(ударную вязкость определяли на гладких образцах диаметром 8 мж)
Сталь марки	as	°ь	б	•ф	ak кГ-м	
	кГ/мм2		%		(по Шарли)	
ХВ		88,2	102,4	13	25	6,9	320
XCR 		—	135,4	4	—	1,1	464
Сильхромовая сталь обладает достаточно высоким сопротивлением износу в рабочих условиях (в штоке и тарелке клапана).
Коэффициент расширения у этой стали примерно такой же, как у стали типа Х9С2, поэтому при использовании этой стали величина зазора принимается равной.
Для клапанов из сильхромовой стали ХВ не рекомендуется применять седла, покрытые стеллитом.
Сильхром типа ХВ до настоящего времени применяют для автомобильных двигателей Уайт, Додж, ЗИЛ и др.
Хромоникельмолибденовая сталь типа 24-5-2,5 (сильхром XCR) (ЭП48)
Эта сталь также описана Колуэлом [104 ] под названием сильхром XCR; хотя содержание кремния в ней невысокое, сталь применяется для клапанов автомобильных двигателей и считается наилучшей для этой цели (см. табл. 21, 27).
По структуре сталь XCR нельзя отнести к общепринятым типам сталей; она скорее может быть отнесена к сплавам, приобретающим высокую твердость в результате старения. Она очень сильно твердеет после 14 -ч отпуска при 788° С.
В процессе превращения сталь претерпевает объемные изменения и дает усадку 0,058 мм на 25 мм длины. Это с-ледует учитывать при расчетах обоймы замка клапана. Последующие повторные нагревы не вызывают больших изменений твердости и размеров клапанов.
Обычно клапаны из этой стали закаливают на всю глубину, получая твердость 48—58 HRC.
Сталь XCR обладает высоким сопротивлением окислению в нагретом состоянии и высокой жаропрочностью (табл. 28).
Кроме того, высокая твердость в фаске и штоке способствует высокому сопротивлению износу и увеличению срока службы
95
Таблица 28
Твердость и прочность клапанных сталей при комнатной и высоких температурах
Сталь марки	Твердость НВ при различных температурах, °C			о&, кГ/мм2, при 871° С
	20	500	800	
Х9СЗ		250—290	169—179	14—20	3,28
DTD49	240	165	63		
хв 		386	254	26	5,34
XCR		415	230	63	14
X13H7C3 .	—	—	—	12,2
в рабочих условиях. Колуэл отмечает, что по внешнему виду фаска клапана из этой стали скорее напоминает стеллит, чем сталь.
Сталь XCR обладает значительно меньшей ударной вязкостью, чем сильхром типа Х9С2. Чтобы получить удовлетворительную ударную вязкость, необходимо тщательно следить за химическим составом стали и технологией изготовления клапанов.
Ковка стали XCR производится в очень узком интервале температур (10—15° С), причем перегрев при ковке ведет к потере способности к твердению, а недогрев — к появлению трещин и хрупкости.
По коэффициенту расширения сталь XCR занимает промежуточное место между аустенитными и мартенситными сталями.
При исследовании микроструктуры стали XCR (травление в реактиве Мураками) после закалки в воде с 1050—1150° С обнаружено примерно равное количество у- и 6-фаз и первичные карбиды типа (Сг, Fe)23CG, причем от 3,5 до 5% Сг связано в карбиды, сг-фаза отсутствует [105].
сг-фаза не обнаружена также после выдержки в течение недели при 950° С, но появляется в количестве 5% после старения при 900° С. При 850° С распад 6-фазы усиливается и при 800° С в течение недели происходит полное превращение 6-фазы в сг- и у-фазы. При дальнейшем понижении температуры до 700 и 650° С скорость превращения снижается.
В интервале температур 650—950° С существует прямая зависимость между значениями твердости и количеством сг-фазы. Обнаружено также повышение твердости при 475—500° С. При 550° С наблюдается эффект перестарения.
После закалки с 1150° С твердость снижается, что, видимо, связано с замедлением процесса диффузии и с большей величиной частиц сг-фазы.
В интервале температур 300—600° С происходит выделение дисперсной фазы. Результаты проведенных исследований привели к предположению о наличии выделений a-фазы в полях у-фазы. 96
Изменение твердости стали после закалки с 1050—1150° С и Длительных выдержек в интервале температур 600—950° С показано на рис. 56.
В работе [105 1 отмечается, что в стали XCR наблюдается пере
распределение легирующих элементов между различными фазами.
о-фаза обогащена ферритообразующими элементами, у-фаза — аустенитообразующими. Этим может быть объяснено преимущественное выделение о-фазы в 6-фазе, хотя последнее может быть связано с тем, что решетки о- и 6-фаз являются более близкими между собой, чем с решеткой у-фазы. Нераство-ренные карбиды находятся преимущественно в полях у-фазы, что также является признаком указанного перераспределения. При выделении о-фазы в 6-феррите образуются зоны с пониженной концентрацией хрома, что приводит к усилению реакции 6 у и замедлению реакции 6 о.
В работах [108, 109 J изучалось влияние различных условий термической обработки клапанных
Рис. 56. Изменение твердости сталей в зависимости от температурь: отпуска: CN—0,42% С; 0,72% Si; 23,3% Сг; 4,65% Ni; 2,60% Мо; CNO — 0,37% С; 0,50% Si; 24,5% Сг; 6,37% Ni; 4,41% Мо и CNM— 0,26% С; 0,74% Si; 25,4% Сг, 3,76% Ni; 4,68% Мп; 0,14% Мо
сталей типа XCR (CN, CNO, CNM, CNMnS) на образование о-фазы при температурах старения 650—920° С.
Рис. 57. Зависимость между твердостью и количеством a-фазы в сплаве CN после нагрева при 760 и 815° С
Рис. 58. Изменение горячей твердости у стали CN в зависимости от продолжительности нагрева при 760° С
Установлено, что выделение о-фазы (до 35%) способствует сильному упрочнению, в результате чего твердость повышается до 38—43 HRC.
7 Химушин
993
97
Очень длительный нагрев, ——1000 ч, при 760° С не вызывает разупрочнения, что, вероятно, служит причиной успешного применения стали XCR для клапанов авиационных и автомобильных двигателей.
В противоположность 25—30%-ным хромистым сталям, в которых ст-фаза вызывает очень сильное охрупчивание, ее образование в сталях типа XCR является полезным и обеспечивает при рабочих температурах высокую твердость в фаске клапана.
На рис. 57 показана зависимость изменения твердости стали CN от количества о-фазы, выделившейся после нагрева при 760 и 815° С, а на рис. 58 — изменение горячей твердости в зависимости от длительности нагрева при 760° С.
В английской практике [109] сталь XCR применяется с несколько пониженным содержанием хрома (18,5%); механические свойства ее при комнатной температуре приведены в табл. 27. При 800° С сталь XCR показывает более высокую твердость по сравнению с сильхромом Х9С2 и ХВ (см. табл. 28).
Глава VI
НЕРЖАВЕЮЩИЕ 10 —17%-ные ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА
Свойства хромистых сталей мартенситного класса
К этой группе относятся стали марок 0X13, 1X13, 2Х13, 3X13, 4X13, отличающиеся между собой содержанием углерода. Химический состав и применение их показаны в табл. 29 и 30, а свойства — в табл. 31 и 32 (см. также приложение 2).
Структура и свойства этих сталей в сильной степени зависят от относительного содержания в них углерода и хрома. Стали с низким содержанием углерода «0,10%) и с повышенным содержанием хрома (>15%) являются ферритными и не закаливаются. Стали с таким же содержанием углерода, но с меньшим содержа1-нием хрома, попадая при нагреве в у-область, ограниченную «петлей», при охлаждении претерпевают у -> a-превращение с образованием мартенсита.
На рис. 59 показано влияние температурьГзакалки на изменение твердости хромистых сталей с различным содержанием хрома.
С увеличением содержания хрома уменьшается способность хромистых сталей к упрочнению в результате закалки.
Стали с небольшим содержанием углерода (0X13 и 1X13) могут иметь то или иное количество структурно свободного фер-98
Таблица 29
Химический состав [%] и применение нержавеющих II—17%-ных хромистых сталей [отечественные]
Сталь марки по Гост 5632—61 (в скобках— заводская) ОХ 13 (ЭИ496) 1X13 (ЭЖ1) 2X13 (ЭЖ2) 3X13 (ЭЖЗ) 4Х13(ЭЖ4) Х14 (ЭИ241) 1Х12С1О (ЭИ404) 9Х18(ЭИ229, Х18) 9X1ЗМ2 (ЭИ515)	С 0,08 0,09— 0,15 0,16— 0,24 0,25— 0,34 0,35— 0,44 <£0,15 0,07— 0,12 0,9—1,0 0,9—1,1	St <£0,60 <£0,60 <£0.60 <£0,60 <£0,60 <£0.70 1,2—2,0 <£0,80 <£0,60	Mtt <£0,60 ==£0,60 <£0,60 <0,60 <£0,60 <£0,70 <£0,70 <£0,70 <£0,60	Сг 11,0— 13,0 12,0— 14,0 12,0— 14,0 12—14 12,0— 14,0 13,0— 15,0 12,0— 14,0 17-19 12—14,5	Nt <£0,60 <£0,60 <£0,60 <£0,60 <£0.60 <£0,60 =£0,5	Другие Элементы 0,2—0,4 S 1.0—1,8 Al 1,4—!,8Mo	Применение Аппаратура переработки сернистой нефти Детали с подвергающиеся, ударным нагрузкам и работающие при температурах до 475° С (клапаны гидравлических прессов, предметы домашнего обихода), а также изделия, подвергающиеся действию слабо агрессивных сред (атмосферные осадки, водные растворы солей органических кислот и др.) Режущий, мерительный и хирургический инструменты, пружины, карбюраторные иглы, шариковые подшипники, предметы домашнего обихода То же Обрабатываемые на автоматах детали, которые должны иметь гладкую поверхность. обладать повышенной стойкостью против истираний (винты, гайки, зубчатки шестерен и другие детали с резьбой) Детали, работающие с пониженной нагрузкой прш температуре до 900° С. Клапаны автотракторных двигателей Режущий инструмент, подшипники и другие детали высокой твердости, Изделия из нержавеющей стали повышенной коррозионной стойкости Изделия медицинской промышленности, хирургический инструмент
Продолжение табл. 29
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках— заводская)	с	Si	Мп	Сг	Ni	Другие элементы	Применение
Х17Н2(ЭИ268)	0,17	<0,80	<0,80	16—18	1,5—2,5	—	Лопатки спрямляющего аппарата компрессора, детали, работающие при температурах до 400° С
1X13H3	0.08 -0,15	<0,60	<0,60	12,5 14,5	2,2—3,0	—	Тяжело нагруженные детали, работающие в условиях морской и пресной воды и их паров
Таблица 30
Химический состав [%] и применение 11—17%-ных хромистых сталей (зарубежные)
Сталь марки по AISI	С	Si	Mn	*	Ni	Другие элементы	Применение и характеристика
403	<0,15	<1,0	0,5	11,5— 13	—	—	Лопатин паровых турбин и компрессоров газотурбинных двигателей
405	<0,08	<1,0	1,0	11,5— 14,5	—	0,1—0,3 Al	Не закаливающаяся; для сварных изделий, где воздушная подзакалка недопустима
410	<0,15	<1,0	1,0	11,5— 13,5	——	—	Как нержавеющая общего назначения. Закаливается при термической обработке
414	<0,15	<1,0	1,0	11,5— 13,5	1,25 2,50	—	Более сильно закаливающаяся сталь. Пружины средней твердости
416	<0,15	<1,25	1,0	12 — 14	—	<0,60Mo; <0,60Zr, <0,06P; <0,15S	Хорошо обрабатывающаяся на автоматах (болты, гайки, части карбюраторов)
416 Se	<0,15	<1,25	1,00	12—14	—	>0,15Se *; <0,06P; <0,065S	Хорошо обрабатывается резанием, лучшие свойства в поперечном направлении и лучшая ковкость, чем у стали A1SI 416
420	>0,15	<1,0	1,0	12 — 14	—	—	Более высокая твердость; режущий инструмент, хирургический инструмент, как ножевой товар
Сталь маркн ло AISI	С	Si	Мп	Сг
430	=50,12	=51,0	1,0	14—18
430F	=50,12	=51,25	1,0	14—18
430Se	=50,12	1 =51,25	=5i,o	14—18
431	550,20	s51,0	=51,0	15—17
440А	0,60 0,75	=51,0	=51,0	16—18
440В	0,75— 0,95	=51.0	=51,0	16—18
440С	0,95 1,20	5=51,0	55I.O	16—18
446	==$0,20	;5l.5O	5=51,0	23—27
Минимальные значения.
Продолжение табл. 30
Ni	Другие элементы	Применение и характеристика
—	—'	Не закаливающаяся хромистая нержавеющая сталь; цистерны для азотной кислоты, ящики для отжига, арматура для отделки автомобилей
—	0,60Мо; 0,60Zr; 0.06Р; 0,15Se *	Хорошо обрабатывающаяся резанием; гайки, шпильки н арматура
—	0,06Р; 0.06S; 0,15Se*	Хорошо обрабатывающаяся резанием, лучшая ковкость; детали, от которых требуется хорошая поверхность
1,25 2,5	—	Авиационные болты, арматура, детали писчебумажного оборудования» оконная арматура, пружины и г д.
<0,75	—'	Высокопрочный и коррозионностойкий инструмент. Хирургический инструмент. Ножи, обоймы подшипников и ролики
5^0,75	—	Ножевой сорт, применяется также как сорт 440А
5^0,75	—•	Шарикоподшипники, клапаны, втулки и особотвердые ножи
	0,2514; 0.040Р; 0.030S	Устойчивая против окисления в газовых средах, содержащих серу, и в окислительных кислотах
Таблица 31
102
Механические свойства и термическая обработка 12—15%-ных хромистых нержавеющих сталей
Марка стали по ГОСТ 5632—61 (в скобках— заводская)	Полуфабрикат (в скобках ГОСТ)	Режимы термической обработки	Механические свойства					
			Gb кГ/Мм-	°s	6. %	ф. %	°* кГ м/см*	НВ
ОХ 13 (ЭИ496)	Лист (5582)	I. Отжиг при 740—780° С, печь или воздух	40	—	20		1 —	—
	Пруток (5949—61) поковка	II. Закалка с 1000—1050° С в масле и отпуск при 700— 800° С, масло	60	42	20	60 |	10	170
1Х13(ЭЖ1)	Лист (5582)	1. Отжиг при 740—780° С	40		20	—	—	—
	Пруток (5949—61) поковка	И. Отжиг	45	25	25	60	—	121 — 187
	То же (5949—61)	111. Закалка 1000—1050° С в масле или на воздухе и отпуск при 700—790° С, воздух, масло	60	42	20	60	9	170—207
2X13 (ЭЖ2)	Лист (5582)	1. Отжиг при 740—780° С, печь	50	—	20	—	—	—
	Пруток (5949—61)	11. Отжиг	50	—	20	—	—	127—197
	»	(5949—61)	III. Закалка с 1000—1050°С, воздух, масло и отпуск при 600—700° С	66	45	16	55	8	—
3X13 (ЭЖЗ)	Лист (5582)	I. Отжиг при 740—780° С, печь	50	—	15	—		
	Пруток (5949—61)	11. Отжиг	—	—	—	—		131—207
	»	(5949—61)	111. Закалка с 950—1020° С, в масле, отпуск при 600—700° С, воздух, масло	70	50	12	30	3	<£202
Продолжение табл. 31
Марка стали по ГОСТ 5632—61 (в скобках— заводская)	Полуфабрикат (в скобках ГОСТ)	Режимы термической обработки	Механические свойства					
			°Ь кГ 1мм.'	°s	6. %	ф. %	ал кГх/Сч’	НВ
	Пруток (5949)	IV. Закалка с 1000—1050° С. в масле или на воздухе и отпуск при 200—300° С	160	1 130	3	4	—	>48*
4X13 (ЭЖ4)	Лист (5582)	I. Огжиг при 740—780° С, печь	60	—	15	—	—	143—229
	Пруток (5582)	II. Отжиг	—	—	—	—	—-	—
	»	(5582)	I. Закалка с 1000—1050° С в масле, отпуск при 600—700° С, воздух или масло	80	60	19	—	—’	^202
	»	(5582)	11. Закалка с 1050—1100° С в масле, отпуск при 200—300° С	168	140	4	8	—	>52 *
Х14 (ЭИ241)	Пруток	I. Отжиг	45	24	25	60	—	<^202
		II. Закалка с 1010—1050° С в масле, отпуск при 680—780° С, масло	60	42	20	60	9	—
1Х12СЮ (ЭИ404)	Пруток (5949)	I. Отжиг при 800—850° С. воздух, масло 11. Закалка с 1000—1050° С в масле, отпуск при 200—300° С, воздух или масло	50	35	. 15	60	•—	—
9X18 (ЭИ229, XI8)	Пруток (5949)		—	—			—“	>55 *
	»	(5949)	III. Отжиг			—	*	—-	^229
Х17Н2(ЭИ268)	»	(5959)	1. Огжиг	—	—	—	»	—-	207—268
	»	(5949)	11. Закалка с 975—1040° С в масле, отпуск при 275—350° С, воздух	110	90	10	35	5	<5402
Твердость по Роквеллу (НЛС).
f'OI
Таблица 32
Режимы термической обработки хромистых сталей
Закалка
Сталь марки		Температура закалки, °C	Твердость	
по ГОСТ	по AISI		НВ	икс
1X13, 2X13	410, 403, 416 414	927—1010 982—1066	380—415 400—450	39—43 42—47
Х17Н2	431	982—1066	400—440	42—46
3X13, 4X13	420 440А	982—1038 1010—1066	530—560 555—590	53—56 55-58
X18 (ЭИ229)	440В 440С	1010—1066 1010—1066	575—610 620—630	57—59 60—62
Снятие напряжений
Сталь марки		Температура от пуска сС	Время ч	Твердость	
по ГОСТ	по AISI				
				НВ	HRC •
1X13, 2X13	410, 403, 416	232—371	1—3	360—380	37—40
	414	232—371	1—3	380—420	40—44
Х17Н2	431	232—371	1—3	355—400	36—42
3X13, 4X13	420	149—371	1—2	470—530	48—53
	440А	149 — 371	1—2	500—560	51—56
X 18 (ЭИ229)	440В	149—371	1—2	520—590	53—58
	440С	149—371	1—2	540—620	55—60
Промежуточный отжиг1
Сталь марки		т Темпера-тура, °C	Время ч	Твердость		
по ГОСТ	по AISI			НВ	HRB	HRC
1X13, 2X13	410, 403, 416	732—766	1-3	170—195	86	В92
	414	649—704	4—8	240—255	99	С24
Х17Н2	431	621—663	4—8	230—260	97	С24
3X13, 4X13	420	732—788	2—6	205—225	86	В92
	440А	732—788	2—6	230—245	97	С22
Х18(ЭИ229)	440В	732—788	2—6	235—250	98	С23
	440С	732—788	2—6	240—255	С22	С27
Охлаждение любое.
Полныйотжиг1
Сталь марки		Темпера-тура, °C	Время ч	Твердость	
по ГОСТ	no AISI			НВ	HRB
1X13, 2X13	410, 403,	843—899	1—3	135—160	75—83
	416				
	420	871—899	1—2	155—180	81—89
	440А	885—913	1—2	190—215	91—95
X18 (ЭИ229)	440В	885—913	1—2	205—230	94—98
	440С	885—913	1—2	215—240	95—99
’ Охлаждение медленное.
рита, что отрицательно сказывается на механических свойствах при комнатной и высоких температурах. Поэтому к сталям, предназначенным для лопаток турбин, предъявляются особые требования в отношении пределов химического состава 13%-ных хромистых сталей, при этом учитывается влияние не только хрома и углерода, но и других элементов, входящих в состав этих сталей.
В работе [84I изучено влияние углерода, хрома, марганца, кремния, фосфора, серы и никеля на механические свойства хромистых сталей типа 1X13 и 2X13. Установлено, что наилучшие результаты в отношении однородности механических характеристик
Температура закалки °C
Рис. 59. Влияние хрома на изменение твердости 12—20%-ных хромистых сталей после закалки их с различных температур:
/—12,3% Сг; 0.0в%С; 2—14% Сг; 0,086% С; 2—15,5% Сг; 0,1% С; 4 — 16% Сг; 0.07% С; 5-17,2%Сг, 0,13% С;
6 — 20.4% Сг; 0,10% С
обеспечивают следующие пределы химического состава для малоуглеродистой 12 %-ной хромистой нержавеющей стали марок 1X13 и 2X13: 12,5—14,5% Сг, <0,5% Si; 0,2—0,6% Мп; <0,7% N1; <0,030% S и < 0,030% Р.
Перемещение эвтектоидной точки в сторону меньших содержаний углерода с увеличением содержания хрома и уменьшение скорости превращения у -> а являются причиной повышения прока-ливаемости хромистых сталей. Полную способность к закалке хромистые стали приобретают только после нагрева до более высоких температур, что связано с тем, что карбиды хрома медленнее растворяются при высоких температурах.
На рис. 60 показано влияние температуры закалки для предварительно отожженных 12%-ных хромистых сталей с различным содержанием углерода на изменение твердости. При нагреве до 800—900° С сталь закаливается слабо, лишь незначительное число карбидов переходит в твердый раствор. Нагрев при температурах выше 900° С вызывает более быстрый переход карбидов в твердый раствор и сообщает сталям более высокую твердость
1(15
после охлаждения. В отличие от углеродистых, 1-2%-ные хромистые стали уже при охлаждении на воздухе сильно закаливаются, приобретая высокую твердость даже в том случае, когда содержание углерода в них сравнительно невелико. Однако стали с очень низким содержанием углерода (0,01 %) практически не закаливаются.
С повышением температуры закалки увеличивается размер зерна. Скорость роста зерна у сталей мартенситного класса не-
Рис. 60. Влияние углерода и температуры закалки на изменение твердости 12%-ных хромистых сталей:
а — нагрев в течение 30 мин пРн температурах закалки и охлаждение в масле:
/ — 0.35% С; 13% Сг; 2 — 0,12% С; 12% Сг; 3 — 0,05% С; 12,4% Сг; 4 - 0,05% С: 12% Ст; 5 — 0,01% С; 13% Сг: б — нагрев в течение I ч и охлаждение на воздухе: 1 — 0,42% С: 12,38% Сг; 2 — 0,32% С; 12,58% Сг; 3 - 0,22% С1 12,20% Сг: 4 — 0.13% С 11,52% Сг
велика до тех лор, пока не достигается температура перехода в область 6-феррита.
Наличие карбидов, обладающих сравнительно высокой температурой растворения в аустените, является причиной, задерживающей рост зерна. Нагрев стали (12,5% Сг и 0,10% С) при температурах выше 1050° С уже способствует выделению из аустенита 6-фазы (феррита); наряду с 6-фазой остается аустенит, который сохраняется при нагреве стали до 1350° С, что сильно замедляет рост зерна по сравнению с чисто ферритной сталью.
Уменьшение содержания углерода до 0,06% или повышение содержания хрома может привести к усиленному росту зерна при температуре выше 1260° С.
В последнем случае следует учитывать способность стали к закалке, так как применяемая для мартенситных сталей термическая обработка совершенно непригодна для ферритных сталей. Примером может служить следующий случай. На Ленинградский метал-106
лический завод попала одна плавка стали 1X13 с содержанием хрома на верхнем пределе около 14,7%, а углерода — на нижнем пределе около 0,08%. Фактически сталь была полностью ферритной, но никто не обратил на это внимания. Лопатки, изготовленные для турбин, из этой стали, после полного цикла соответствующей термической обработки были поставлены па 1-ю ступень паровой турбины мощностью 25 000 кет. Через небольшой промежуток времени одна из лопаток разрушилась, что привело к аварии турбины. У аварийной лопатки автором был обнаружен очень хрупкий крупнозернистый излом, характерный для перегретой ферритной стали.
Стали с небольшим содержанием углерода (—0,1 %) после закалки с 1000° С в масле приобретают мартенситную структуру с небольшим количеством феррита, при медленном охлаждении (отжиг) — перлито-ферритную, перлитную или перлито-карбид-ную структуру. Однако перлит в этих сталях не имеет пластинчатого строения, как это наблюдается у железоуглеродистых сталей.
Структура стали с повышенным содержанием углерода (0,1 — 0,4% С) после закалки в масле или на воздухе полностью мартенситная. Твердость и прочность этих сталей тем выше, чем больше содержание углерода в стали. При более высоком содержании углерода, кроме мартенсита, эти стали могут иметь после закалки остаточный аустенит, а также свободные карбиды, часто распределяющиеся в виде сетки. Количество аустенита увеличивается с повышением температуры закалки.
В связи с тем, что непосредственно после закалки на воздухе или в масле у этих сталей появляются большие напряжения, могущие вызывать саморастрескивание, рекомендуется закаленные изделия немедленно после закалки подвергать отпуску. Отпуск при низких температурах способствует снятию напряжений, возникающих у 12%-ных хромистых сталей после закалки. Отпуск при более высоких температурах вызывает снижение твердости и механических свойств. Влияние отпуска на изменение твердости 12%-ной хромистой стали значительно слабее, чем влияние отпуска на твердость закаленной углеродистой стали. Поэтому для получения тех же значений твердостей до 12 %-ных хромистых сталей отпуск проводят и при более высоких температурах.
Влияние температуры отпуска на изменение механических свойств 12%-ных хромистых сталей с разным содержанием углерода приведено при описании стали различных марок. Следует отметить, что при —500° С наблюдается падение ударной вязкости и ухудшение коррозионной стойкости. Поэтому 12%-ные хромистые стали подвергают отпуску только для снятия напряжений при температурах ниже 400° С или же более высокому отпуску — выше 600° С.
Производить отпуск в интервале температур 400—600° С и особенно при 450—550° С не рекомендуется. Вместе с тем если эту 107
сталь подвергнуть закалке в масле и отпуску при 760 С и затем вторичному отпуску при 370—650° С, то провала в ударной вязкости не наблюдается.
Однако не все плавки 12%-ной хромистой стали ведут себя одинаково в отношении изменения ударной вязкости. Стали, имеющие повышенную твердость и свободный феррит в структуре (б-феррит), обладают наибольшей склонностью к понижению ударной вязкости. Чем больше в структуре стали свободного феррита, тем больше склонностъ к охрупчиванию. В этом случае наблюдается большая разница в значениях ударной вязкости, которая к тому же зависит от анизотропности в распределении ферритной составляющей.
Наличие феррита в стали нежелательно, так как оно часто является причиной плохой ковкости стали при ее осадке, прошивае-мости при изготовлении труб, а также плохой закаливаемости при термической обработке. Наличие свободного феррита в 12%-ной хромистой стали объясняется преобладанием ферритообразующих элементов или повышенной температурой закалки, при которой сталь попадает в область б-феррита.
Наличие небольших количеств б-феррита не сказывается отрицательно на прочности лопаток паровых турбин во время эксплуатации; это не может быть причиной каких-либо аварий паровых турбин, если направление волокна(вытянутого б-феррита) совпадает с направлением действия нагрузок.
Для повышения износостойкости хромистых сталей изделия из них подвергают азотированию [83 I при 580° С в течение 30— 35 ч в атмосфере диссоциациированного аммиака при степени диссоциации 47—55%. Азотированный слой получается глубиной 0,22—0,33 мм с твердостью 750 HV.
Сталь марки 0X13
Сталь 0X13 имеет низкое содержание углерода (<0,08%) и поэтому при закалке с высоких температур и сварке не так сильно подзакаливается. Она применяется в аппаратуре крекинг-установок для переработки сернистых нефтей [81 ]. Имея более высокое содержание хрома, сталь 0X13 обладает лучшей коррозионной стойкостью в этих условиях, чем 5%-ная хромомолибденовая сталь.
Эта сталь применяется в термически обработанном состоянии после высокого отпуска при 760° С. Соединение деталей аппаратуры осуществляется с помощью электродуговой сварки с электродами из аустенитных сталей (18-8 с ниобием).
В табл. 33 приведены данные по механическим свойствам стали ЭИ496 и сварным соединениям из этой стали. Часто аппаратура изготовляется из двуслойной стали (ГОСТ 10885—64), сварка которой подробно описана в работах 1807, 808].
108
Таблица 33
Механические свойства стали ЭИ496 и сварных соединений
Электроды	аЬ КГ/МЛ!2	6, %	% к! .м/см‘	Угол загиба град.
Основной металл	53	24	II	180
18-8N6	49	—	8,5	180
25-20	49	—	12,5	180
Исследование коррозионной стойкости основного металла и сварных соединений этой стали показало, что в обоих случаях металл обладал высоким сопротивлением коррозии в соответствующих средах по сравнению с углеродистой сталью марки Ст. 3. При сварке электродами 25-20 сварное соединение склонно к межкристаллитной коррозии.
Аналогичные результаты получены в США при применении этих сталей в аппаратуре крекинг-установок для переработки сернистых нефтей 189, 881.
Для уменьшения склонности 13 %-ных хромистых сталей к закалке на воздухе в эти стали в случае использования их для труб паровых котлов в США вводят повышенное содержание алюминия (0,25—0,30%). Благодаря большому количеству свободного феррита эти стали применяются для сварных изделий (см. табл. 30).
Сталь марки 1X13
Эта сталь находит очень широкое применение при изготовлении деталей и аппаратуры, работающих при температурах до 450— 550° С.
Сталь 1X13 имеет более высокие критические точки превращения: Acl при 850° С и Ас3 — при 920° С. В практике нагрев под закалку ведут при 950—1050° С.
Превращение аустенита в мартенсит при непрерывном охлаждении свидетельствует о том, что критическая скорость закалки незначительна и сталь закаливается на воздухе в довольно крупных сечениях. Изучение изотермического превращения аустенита в мартенсит позволило установить, что распад с наибольшей скоростью начинается через 1 мин при 725°’С и заканчивается через 12 мин. Мартенситная точка у стали с 13% Сг и 0,16% С соответствует температуре 280° С (рис. 61 и 62).
При закалке с 950—1050° С на воздухе и в масле сталь становится полностью мартенситной. Крупные детали надо закаливать в масле, мелкие — на воздухе. Закалка с очень высоких температур (выше 1150° С) не рекомендуется, так как сталь при нагреве может частично попадать в область 6-феррита, что зависит от суммарного влияния аустенито- и ферритообразующих элементов.
109
На рис. 63 показано влияние углерода на изменение твердости стали типа 1X13 после закалки ее в масле с 980° С, а на рис. 64 — влияние углерода и хрома на твердость стали в результате закалки ее в масле с 980° С и закалки с последующим отпуском при 650° С 4 ч.
Температура и длительность нагрева при отпуске оказывают большое влияние на механические свойства стали 1X13 (рис. 65,
66). Низкий отпуск при 230—370° С применяется для снятия напряжений, высокий — при 730—790°С. Отпуск при температуре 450—550° С вызывает спи-
Рис. 62. Кривые изотермического превращения стали с 13% Сг и 0,16%С (сплошные);
14% Сг и 0,39% С (пунктирные)
Темперотура’С
Рис. 61. Дилатометрические кривые стали с 0,12% С; 12,75% Сг; 0,2% N1 (перелом на нижней кривой соответствует превращению аустенита в мартенсит, на верхней кривой — превращению феррита и карбидов в аустенит)
жение ударной вязкости и понижение коррозионной стойкости.
Более полное смягчение до твердости 135—170 НВ достигается при полном отжиге (нагрев стали до 840—900° С и охлаждение со скоростью 15°/ч до 600° С и далее на воздухе).
Сталь марки 1X13 обладает достаточно высокими механическими свойствами при температурах до 500° С (рис. 67), при более высокой температуре происходит заметное разупрочнение. В связи с этим стали 1X13 и 2X13 применяют в случае очень длительной работы лопаток паровых турбин при температурах пара не выше 450—475° С. При небольших напряжениях или меньшем сроке службы эти стали могут применяться при 500 и 550° С.
Среди хромистых сталей с 13% Сг сталь 1X13 имеет наиболее высокое сопротивление ползучести и длительную прочность НО
Рис. 63. Влияние углерода на изменение твердости 13%-4ой хромистой стали типа IXI3 после закалки ее в масле с 980° С
Углерод, К	хром,
Рис. 64. Влияние углерода и хрома на нзмененне’тверДости 12% -ной хромистой сталн’после закалки при 980° С в масле (а) и^после закалки в масле и отпуска при 650° С, 4 ч (6)
Температура отпуспаТС
Рис. 65. Изменение механических свойств сталей марок 1X13, 2X13 и 3X13 с температурой отпуска. Стали закалены с 950°С в масле:
сталь 1X13 —с 0,14% С, 13,0% Сг; сталь 2X13 — с 0,22% С; 14,4% Сг; 0,6% NI; сталь 3X13 — с 0,34% С ; 13,9% Сг; 0,8% Ni
И/
(рис. 68 и 69). С повышением содержания углерода в этих сталях характеристики жаропрочности уменьшаются. После испытаний на длительную прочность при 470—530° С сталь 1X13 имеет высокие пластические свойства; она не чувствительна при этих условиях испытания к концентрации напряжений.
При испытании до 450° С сталь марки 1X13 обладает высокими характеристиками релаксационной стойкости (рис. 70).
Гликман показал, что лопатки паровых турбин имеют высокие демпфирующие свойства.
Необходимо отметить, что сталь 1 X 13 после закалки и высокого отпуска при 700° С хорошо работает в условиях паровых турбин, спрямляющих и рабочих лопаток осевых компрессоров газотурбинных двигателей, т. е. когда она приобретает умеренную прочность и достаточную пластичность.
Применение высокопрочной стали 1X13 с твердостью выше 35 HRC для лопаток авиаци-
Рис. 66. Изменение твердости стали 1X13 в зависимости от длительности нагрева при различных температурах отпуска
онных осевых компрессоров в США было неудачным из-за коррозионного растрескивания под напряжением 186,88 1.
Сталь марки 2X13
Эта сталь, имея более повышенную твердость, применяется почти для тех же целей, что и сталь марки 1X13: для деталей, подвергающихся ударным нагрузкам, от которых требуется повышенная пластичность (лопатки паровых турбин, осевых компрессоров газотурбинных двигателей, клапаны гидравлических прессов, арматура крекинг-установок, болтов, работающих при повышенных температурах).
По механическим и физическим свойствам сталь марки 2X13 близка к стали 1X13, но вследствие высокого содержания углерода обладает более сильной способностью к закалке и имеет несколько более высокие механические свойства и твердость (см. рис. 66).
При температурах отпуска 450—550° С наблюдается снижение ударной вязкости и коррозионной стойкости. Практически термическую обработку применяют такую же, как для стали марки 1X13.
Чаще всего для деталей, работающих при высоких температурах, применяют термическую обработку, состоящую из закалки с 1000—1020° С на воздухе или в масле и высокого отпуска (при 720—750° С) с охлаждением па воздухе.
112
Химушин
Рис. 67. Изменение механических свойств сталей 1X13, 2X13, 3X13 и 4X13 в зависимости от температуры испытания
Е,кГ/ппг
Рис, 68. Длительная прочность сталей 1X13 (а) и 2X13 (б) (цифры на кривых обозначают удлинение при разрушении)
Рис. 69. Сопротивление ползучести сталей 1X13 (а) и 2X13 (б)
Сталь марки 2X13 широко применяется в паротурбинных установках, работающих при температурах до 500° С. До 450° С сталь обладает достаточно высокими характеристиками прочности и пластичности (см. рис. 67); выше этой температуры происходит сильное разупрочнение. Предел длительной прочности и сопротив-
Время, !
Рис. 70. Кривые релаксационной стойкости сталей 1X13 (а) и 2X13 (б) при температурах 400 и 450° С (цифры у кривых — а кГ/ммУ)
ление ползучести с повышением температуры изменяются более равномерно (см. рис. 68 и 69).
Сталь 2Х 13 обладает несколько меньшей стабильностью свойств и более низкими характеристиками жаропрочности, чем сталь 1X13.
Механические свойства стали 2X13 после длительных выдержек (до 5000 ч) при 500° С, по данным ЦКТИ 16 ], меняются незначительно: высокий отпуск при 720—750° С, применяемый при термообработке, достаточно надежно стабилизирует свойства.
Изучение изменений параметра решетки стали 2Х 13 в зависимости от длительности выдержки при 400, 500 и 550° С указывает на продолжающийся распад твердого раствора, несмотря на предварительный высокий отпуск (2 ч при 730° С). Это подтверждает, что диффузионные процессы и фазовые превращения стали в про
8*	115
цессе отпуска не заканчиваются и сталь находится в метастабиль-ном состоянии. Однако влияние метастабильности на свойства не так велико (рис. 71) и для рабочих температур практического значения не имеет.
Наибольший интерес представляют свойства стали 2X13 в исходном состоянии и после длительного действия высокой темпера-
Рис. 71. Влияние температуры и длительности при отпуске на изменение параметра решетки и ударной вязкости стали 2X13
туры (450°С) и напряжений. Как видно из данных, приведенных в табл. 34, образцы после испытаний на ползучесть в течение 2100—2300 ч при 450° С и напряжении 15—20 кПммг почти не изменили свои свойства.
116
Таблица 34
Механические свойства стали 2X13 после испытания на ползучесть
Свойства		°0,2	б	1|!	ak КГ -At/СМ 2
	кГ/лш2		% 			
До испытания После испытания при 450’Си о = 15-Г-20 кТЛмл2, т = 21004-2300 ч	72 73	52 56	21 19,5	65 61	9,3
В результате измерения пластических свойств стали 1X13 во время длительных испытаний (от 100 до 10 000 ч) 16] установлено, что при 480° С удлинение, определенное на разрушившихся образцах, изменяется сравнительно мало (с 16 до 19%). При 540 и 600° С эти изменения более значительны и для каждой температуры проходят через максимум.
Релаксационная стойкость стали 2Х13 при температурах до 400—450° С (см. рис. 70) достаточно высокая.
В работе 190 ] изучалось влияние наклепа на усталостную прочность стали 2Х 13 при повышенных температурах и установлено, что после закалки с 1050° С в масле и отпуска при 700° С эта сталь обладает высоким сопротивлением усталости при температурах до 400° С. При 400° С сопротивление усталости на 17 % ниже, чем при 20° С. Отмечается чувствительность стали к концентрации напряжений. Поверхностный наклеп улучшает сопротивление усталости стали 2X13 при 300—400° С.
Изучение влияния условий термической обработки на хладноломкость стали 2X13 позволило установить, что после закалки с 1050—1100° С в масле и отпуска на твердость207 НВ порог хладноломкости приходится на температуру минус 40ч-60° С и ас = = 1,24-3,5 кГ-м/см2 [638].
Пониженные температуры закалки при 950—1000° С и отпуск при температуре не ниже 630° С обеспечивают лучшую стойкость против хладноломкости при температурах до —60° С.
Стали марок. 3X13 и 4X13
Стали марок ЗХ 13 и 4X13 обладают свойствами, близкими к инструментальным сталям, и применяются в тех случаях, когда от материала требуется высокая твердость в сочетании с нержавеющими свойствами (режущий и хирургический инструменты, пружины, шариковые подшипники).
Вследствие более высокого содержания углерода в сталях этих марок часть углерода при отпуске переходит из твердого раствора в карбиды, что несколько понижает коррозионную стойкость 117
изделия. Поэтому наилучшие нержавеющие свойства имеют изделия из этой стали в полированном состоянии. Стали с более высоким содержанием хрома (16—17%) в этом не нуждаются. Увеличение содержания углерода способствует получению более высокой твердости при закалке и более полной прокаливаемости.
Начало превращения при нагреве у сталей 3X13 и 4X13 происходит при 820° С (Лс2) и конец при 860—880° С (Чс3).
При охлаждении распад аустенита начинается при 670° С и заканчивается при 225° С. Точка мартенситного превращения снижается до 225° С (по сравнениюсо сталью марки 1X13, Ms которой равна 280° С).
Стали марок 3X13 и 4X13 закаливаются при охлаждении на воздухе в достаточно больших сечениях. Влияние температуры закалки на твердость было показано на рис. 60.
Температура закалки выше 1050° С не рекомендуется, так как с повышением ее увеличивается количество остаточного аустенита. Для стали 4X13 это проявляется в уменьшении твердости после закалки.
Обе стали очень чувствительны к трещинам, поэтому при нагреве и охлаждении при горячей обработке давлением и термической обработке рекомендуется нагрев начинать при температуре не выше 500—540° С и вести его медленно до 790° С. После выравнивания температуры нагрева его можно вести быстрее. Наилучший интервал закалки 980—1050° С, выдержка 15—30 мин и охлаждение в подогретом масле или на воздухе (твердость при этом получается в пределах 53—56 НRC). Сразу же после закалки (во избежание самопроизвольного растрескивания) изделия необходимо подвергать отпуску на требуемую твердость:
а)	1—2 ч при 150—370° С с охлаждением на воздухе или в воде 48—53 Н RC (для снятия напряжений);
б)	1—4 ч при 600—760° С (для облегчения машинной обработки, но не для применения);
в)	промежуточному (высокому) отпуску 2—6 ч при 735- 790° С с охлаждением на воздухе или в воде (205—225 ДВ);
г)	полному отжигу: 1—2 ч при 870—900° С, медленное охлаждение в печи со скоростью 15—25° С/ч до 540—650° С и далее па воздухе или в воде (155—180 НВ).
Указанные режимы термической обработки показали лучшие результаты по сравнению с закалкой с 1100° С, которая часто рекомендуется различными авторами. После отпуска при 450—550° С может несколько снизиться ударная вязкость вследствие чувствительности стали к отпускной хрупкости. Однако это уменьшение .ударной вязкости не так велико и большого практического значения не имеет. Чувствительность к отпускной хрупкости изменяется в зависимости от условий выплавки.
К нержавеющим сталям марок 2X13, 3X13, 4X13 предъявляются высокие требования в отношении блеска в полированном 118
‘состоянии, что может быть достигнуто специальными методами выплавки и особенно рафинировки. В этом случае примеси титана, алюминия и наличие неметаллических включений крайне нежелательны.
Сталь марки 3X13 применяют для валов крекинг-насосов, пружин, болтов, гаек и других деталей, работающих при 400—450° С в условиях высоких напряжений и коррозионной среды. Сталь марки 4X13 применяют для изготовления пружин, подшипников, режущего и мерительного инструментов.
Данные по свойствам стали 2X13 прн высоких температурах приведены ранее на рис. 67.
Сталь 3X13 обладает несколько меньшим сопротивлением ползучести и длительной прочности, чем стали марок 1X13 и 2X13. Кривые релаксации сталей 3X13 и 4X13 при 450° С даны в работе [61. Перед испытанием сталь подвергали закалке с 1050° С в масле и отпуску при 550° С в течение 10 ч.
12°/0-ные хромистые стали с повышенным содержанием серы и селена
Эти стали широко применяются при изготовлении изделий массового производства, где требуются хорошая обрабатываемость на автоматах и гладкая поверхность.
Сера или селен в этих сталях встречаются в виде мелкораздробленных неметаллических включений (сульфидов и селенидов), которые, находясь между частицами металла, способствуют более легкому отделению стружки при резании, улучшая тем самым по-верхнЪсть обрабатываемого изделия (рис. 72, а и б).
Чаще всего серу к 12%-ным хромистым сталям добавляют вместе с 0,5% Мо, который вводят в виде сернистого молибдена. Молибден способствует лучшему распределению сульфидов в стали
Таблица 35
Химический состав [%] 12%-ных хромистых сталей с повышенным содержанием серы или селена
Сталь марки по A1SI	С	Si	Мп	Сг	Мо или Zr	Se	S	р
Х14 (ЭИ241) *	<0,15	<0,7	<0,70	13—15	—	—-	0,20—0,40	0,035
416	<0,15	<1,0	<1,25	12—14	<0,6	—	>0,15	<0,06
416Se **	<0,15	<1,0	<1,25	12—14	—-	>0,15	<0,06	<0,06
420F	0,3—0,4	—	—	12-14	<0,6	—	>0,15	<0,20
430F	<0,12	<1,0	<1,25	14—18	<0,6		>0,15	<0,06
430FSe **	<0,12	<1,0	<1,25	14—18	—	•>0,15.	<0,06	<0,06
440F **	0,95—1,2			16—18	*С0?7 5	—	—	—
* Сталь марки XI4 (ЭЦ241) изготовляется в СССР. ♦* Нестандартные марки.
119
120
Рис. 72, Вид стружки (а—г) хромистых и хромоникелевых сталей с присадкой серы и без нее и микроструктура —ж) хромистой стали с 0,24% S:
а — 12% Сг II 0, 021% S; б — 12% Сг и 0,24% S; в - 18 — 8 с 0,015% S; г - 18 — 8 0,24% S; д — ловле ковки. Х5001 е — после отжиги при 8Б0“ С, 2 «, охлаждениес лсчыо, Х5 01У. ж — то же, X 100
121
и улучшает горячую обработку. Иногда для той же цели в 12%-ные хромистые стали вместе с серой присаживают цирконий (табл. 35), который в стали находится в виде сульфидов циркония [3 ].
Наиболее типичные составы и механические свойства отечественных и зарубежных 12%-ных хромистых сталей с повышенным содержанием серы приведены в табл. 31 и 32.
с пеиьм
Рис. 73. Изменение механических свойств 12%-ной хромистой стали с 0,11 % С; 0,5% Ain; 0,30% S; 12,5% Сг и 0,25% Ni в зависимости от температуры отпуска (выдержка при отпуске 5 ч, охлаждение иа воздухе)
Присутствие большого числа сульфидов в стали отражается на ее механических свойствах, сообщая ей резкую анизотропию. Однако на образцах, вырезанных из материала вдоль прокатки, влияние серы почти не обнаруживается (табл. 36).
Сталь с повышенным содержанием серы обладает несколько меньшим сужением поперечного сечения и ударной вязкостью, 122
Таблица 36
Механические свойства и химический состав 12%-ных хромистых сталей с повышенным содержанием серы [I]
Тип	Химический состав, %			вЬ	°s	6	4)	ak
стали	С	Сг	S	кГ /мм1			%	кГ-м/сяг
А	0,12	12,1	0,02	49,4	22,2	31,8	73,7	24,1
Б	0,12	12,0	0,23	53,1	23,7	32,6	59,2	23,6
В	0,12	12,1	0,51	50,1	23,9	28,5	58,4	14,9
в то время как сопротивление разрыву и удлинение почти не изменяются по сравнению со сталью, не содержащей серы.
Особенно резкая разница в свойствах наблюдается при испытании образцов, вырезанных из материала в поперечном направлении, сопротивление удару в этом случае очень резко понижается.
Механические свойства определяли на образцах из прутковой стали (вдоль прокатки), отожженной при 800° С в течение двух часов с последующим медленным охлаждением в печи.
Изменение механических свойств стали в зависимости от температуры отпуска показано на рис. 73.
13%-ные хромистые стали с небольшим количеством никеля
Никель в количестве не более 2% иногда добавляют к хромистым сталям для улучшения их прокаливаемости и устранения структурно свободного феррита.
Рис. 74. Влияние никеля на изменение твердости 11 %-нои хромистой стали с 0,34—0,40% С в зависимости от температуры нагрева (цифры у кривых — содержание никеля, %)
123
Увеличение прокаливаемости необходимо для получения высоких механических свойств поковок больших размеров, но при закалке деталей малых сечений может привести к трещинам.
Небольшое количество никеля (менее 1 %), иногда попадающего из шихты, оказывает довольно сильное влияние на критические точки превращения у 72. а и на механические свойства сталей (рис. 74) [43]. С одной стороны, никель препятствует разупрочнению стали при отпуске и, с другой, снижает точку превращения.
В отечественной практике находят применение 13%-ные хромистые стали с никелем: 1Х13Н и 1Х13Н2.
Сталь марки 1Х13Н
Эта сталь обладает несколько лучшими механическими свойствами и более высокой прокаливаемостью, чем сталь 1X13. В табл. 37 приведены механические свойства 13%-ных хромистых сталей с никелем после закалки с 950° С на воздухе и отпуска при 700° С 12, 591.
Таблица 37
Механические свойства и химический состав 13%-ной хромистой стали с никелем
[закалка с 950’С на воздухе и отпуск при 700° С]
Химический сост		1В. %	°b	°s	6	У	НВ после	
С	Сг	N1	«г/	At Ж®	%		закалки	закалки и отпуска
0,09 0,08 0,08 0,10	13,7 13,3 13,6 14,1	0,10 0,46 0,80 1,23	58 64 70 76	46 54 61 63	32 32 29 25	69 69 64 56	241 340 351 418	179 217 241 255
Данные по изменению твердости после закалки и после закалки с отпуском показывают, что чем выше содержание никеля, тем выше твердость, т. е. с введением никеля улучшается закаливаемость стали и ее устойчивость против отпуска.
Стали типа 1Х13Н2
В зарубежной практике стали типа 1Х13Н2 применяются для лопаток паровых турбин, вентилей, штоков, пружин и других деталей, от которых требуются высокие механические свойства и повышенная коррозионная стойкость в морской воде и других средах [59].
Механические свойства стали этого типа (VIM) после закалки на воздухе с 1000—1150° С приведены в табл. 38.
124
Таблица 38
Механические свойства стали типа VIM
Т емпература закалки °C *	°Ь кГ/мм?	б %	НВ
1000	130	1.0	415
1100	148	2.0	400
1150	150	5,7	380
* Охлаждение на воздухе.
Для лопаток паровых турбин рекомендуется закалка с 950— 1025° С в масле или на воздухе и отпуск при 600—680° С, 6 ч.
Сталь марки 1Х13НЗБ
Рекомендуется для деталей, работающих в морских условиях и обладающих повышенными механическими свойствами. Сталь марки 1Х13НБ применяется для тех же целей, но, вероятно, для поковок меньшего сечения.
13п/0-ные хромистые стали с медью
В 13 % -ные хромистые стали медь вводят для повышения коррозионной стойкости в рудничных водах и пищевых продуктах (уксуса и лимонного сока).
Добавка меди к 13%-ным хромистым сталям действует аналогично никелю, но менее эффективно; однако прокаливаемость и механические свойства несколько увеличиваются [2, 72].
Глава VII
СЛОЖНОЛЕГИРОВАННЫЕ 12°/0-ные ХРОМИСТЫЕ НЕРЖАВЕЮЩИЕ И ЖАРОПРОЧНЫЕ СТАЛИ
Свойства и структура
В последнее время в связи с повышением рабочих температур паросиловых установок и осевых компрессоров газотурбинных установок сверхзвуковых самолетов возникла необходимость в улучшении жаропрочных свойств нержавеющих 12%-ных хромистых сталей.
125
В результате ряда исследований [87,91, 100, 106, 107,112,348] в СССР, а также за рубежом предложено несколько хромистых сталей, дополнительно легированных молибденом, вольфрамом, ванадием, ниобием и др., для изготовления рабочих и направляющих лопаток, дисков паровых турбин и газотурбинных установок различного назначения (табл. 39—41).
Стали этого типа обладают характерными особенностями малоуглеродистых 12%-ных хромистых сталей: нержавеющими свойствами, высокой прокалнваемостью в толстых сечениях, способностью к закалке на воздухе, невысокими коэффициентами расширения и более высокими жаропрочными свойствами (рис. 75). Если 12 %-ные хромистые стали имеют достаточно высокие механические свойства при температурах до 450° С, то стали сложноле-гпроваяиые на этой основе обладают высокими характеристиками при 550—600 и до 650° С при кратковременных сроках службы.
Повышенное содержание углерода (>0,20%) в 12%-ных хромистых сталях для указанных назначений нежелательно, так как во время охлаждения деталей на воздухе (при технологических операциях, сварке) это способствует очень сильной подкалке и растрескиванию. Содержание углерода должно быть в пределах 0,10—0,17% и кремния <0,50%. В легированные хромистые стали иногда вводят небольшое количество никеля (<3%).
3%-ная хромистая сталь с присадками 0,5% Мо, 0,5 % W и 0,70% V (сталь типа ЭИ415) имеет среди низколегированных сталей наиболее высокие свойства, что подтверждается применением ее для турбинных дисков, крепежа, колец [92]. В связи с этим были сделаны попытки модифицировать ее повышением содержания хрома с 3% до 10—12%.
Оказалось [92], что сталь с 12% Сг при таком же легировании ванадием, молибденом и вольфрамом обладает значительно меньшей жаропрочностью, чем сталь типа HGT3 (рис. 76).
Более подробное исследование сложнолегированных сталей с 12% Сг позволило установить,'что для обеспечения высокой жаропрочности при 550—600° С требуется иное соотношение легирующих элементов и снижение содержания ванадия до 0,3%.
В 3 %-ных хромистых сталях увеличение отношения способ-ствует повышению жаропрочности, а в 12%-ных хромистых сталях увеличение содержания углерода с 0,15 до 0,3% при отношении - -	3,25 ухудшает жаропрочные свойства. Ванадий в 12 %-ных
хромистых сталях входит в карбидную фазу в меньших количествах, чем в 3%-.ной хромистой стали типа ЭИ415.
Изучение влияния легирующих элементов на свойства нержавеющей стали с 12% Сг позволило установить, что комплексное легирование более эффективно в отношении повышения жаропрочности, чем раздельная присадка легирующих элементов.
126
Таблица 39
Химический состав [%] и применение сложнолегированных 11—15%-ных хромистых сталей (отечественные)
Сталь Марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках — заводская)	с	Si	Мп	Cr	Ki	Другие элементы	Применение
1X11МФ (15X11МФ)	0,12— 0,19	«=0,50	^0,70	10,0— 11,5	—	0,60—0,80Мо; 0,25—0,50V	Рабочие и направляющие лопатки турбин, работающие до 550° С
1Х12ВНМФ (ЭИ952, ЭИ802)	0,12— 0,18	«=0,40	0,50— 0,90	11,0— 13,0	0,4—0,8	0,7—1,1W; 0,5—0,7Mo; 0,15—0,30V	Роторы, диски, лопатки, болты, работающие до 550—580° С
1Х12В2МФ (ЭИ756)	0.10— 0,17	«=0,50	0,50— 0,80	11,0— 13,0	— 1	1,7—2,2W; 0,6—0,9Mo; 0,15—0,30V	Теплоустойчивые детали паровых турбин, работающие до 575° С
2Х 12ВМБФР (ЭИ993)	0,15— 0,22	«=0,50	<=0,50	11,0— 13,0	—’	0,4—0,7W; 0,4—0,6Mo; 0,15—0,30 V; 0,20—0,40Nb; 0,003В	Роторы, диски, лопатки, болты, работающие до'570—600° С
1Х12В4МФ (ЭИ757)	0,10— 0,15	0,20— 0,35	0,60— 0,80	10,5— 12,5	—	3,7—4,3W; 0,6—0,8Mo; 0,2—0,3V	Теплоустойчивые детали паровых турбин
13Х14Н2ВФР (ЭИ736)	0,10— 0,16	«=0,6	<g0,6	13,0— 16,0	1,9—2,2	0,18—0,28V; 1,8—2,4W; 0,004B	Нержавеющие детали компрессора газотурбинных установок
1Х12Н2ВМФ (ЭИ961)	0,10— 0,16	s=0,6	<g0,6	10,5— 12,0	1,5—1,8	1,6—2,0W; 0,35—0,50Mo; 0,18—0,3V	Лопатки и диски компрессоров газовых турбин
Сталь марки по ГОСТ	61 (в скобках — заводская)	с	Si	Мн	Сг
1Х17Н2 (ЭИ268)	0,ll-о.17	S50.8	5^0,80	16—18
(4Х14Н2ВА)	0,31— 0,40	0,17— 0,60	0,2—0,5	14—16
23Х13НВМФА (ЭП65)	0,20— 0,28	^0,6	5=0,6	12—13,5
25Х 12НВМФА (ЭП311) ВНС-6	0,23— 0,28	.0,6	5=0,6	11,5—13
18Х11МФБ	0,15— 0,21	0,25 0,35	0,5—1,0	10—11,5
1Х16С2МБ2 (ЭИ853)	0,13— 0,20	1,6—2,3	0,40— 0,70	15,5— 17,5
1Х13М2С2 (ЭИ852)	0,IQ-О.15	1,4—2,1	==0,6	12 — 14
15Х16Н2М	0,12 0,18	<0,60	<0.60	15—16,5
Продолжение табл. 39
Ni	Другие элементы	Применение
1,5—2,5	—	Спрямляющие и рабочие лопатки компрессоров, крепеж и пр.
2,4—3,0	2,0—2,4W	Детали, работающие на износ до 500° С
2,0—2,6	0,4—0,7V; 1,6—2,2W; 0,45—0,65Мо	Силовые детали, работающие до 500° С; валы, диски
1,5—2,0	1,5—2,0W; 1,5—2,0Мо; 0,18—0,3V	Детали, работающие до 600° С
0,6—0,9	0,3—0,4V; 0,7—0,9Мо; 0,25—0,35Nb	Лопатки, диски и цельнокованые роторы, крепеж до 565—600° С
0,30	0,6—1,1Мо; 1,5—2,0Nb	Детали турбин, работающие до 550° С
0,30	1,2—2,0Мо	То же, до 500° С
2,0—2,5	1 .2—1.5Мо 0,05—0,12Na	Детали турбин повышенной коррозионной стойкости в условиях морского воздуха [844]
Химушин
Таблица 40
Химический состав [%] и применение сложнолегированных 11- 15%-ных хромистых сталей [зарубежные]
Сталь марки	с	Si	Мп	Сг	Nt	Другие элементы	Применение
США
3 422	—0,20	—0,35	—0,65	— 12	—0,70	1,0 Мо; 1,0 W;		
						0,25 V		Лопатки паоовых и газовых тур-
422М	—0,28	—0,25	—0,85	— 12	—0,2	2,25 Мо; 1,70 W; 0,50 V		бин, диски, болты и лопатки компрессоров газовых турбин
Грик Асколой	—0,12	—0,30	0,40	— 13	—2,0	3,0 W	1		Лопатки компрессоров, диски
418 Алегени	—0,20	—0,50	1,0	—12,5	—	3,0 W	I		компрессоров и газовых турбин, болты, кольца, клапанные части Колеса (диски) и другие детали
1430 W	—0,30	—	—	—12,5	—	2,5 W		
								осевых компрессоров газотурбинных двигателей и парогазотурбин-
								
								ные установки до 550р С
419	—0,25	—0,3	— 1,0	— 11,5	—0,5	0,5 Мо; 2,5 W;		Диски осевых компрессоров и
						0,4 V		крепеж
				Англия				
448 Rex	—0,12	0,2	0,9	—10,5		0,75 Мо;		Лопатки компрессора, турбин-
						0,45 Nb; 0,15 V		ные диски и кольца, за исключением бандажей
Хекла HgT4	—0,17	—0,5	— 1,0	— 11,5	—0,6	0,2 Nb; 0,03 В;		Турбинные диски; поковки для
						0,2 V; 0,07 Nj		роторами кольца статора, предназначенные для работы до 650Q С
								
Н-46	—0,15	0,4	0,6	— 11,5		0,5 Мо;		Диски турбины; диски и лопат-
						0,25 Nb; 0,3 V		ки компрессора
		*		Чехословакия				
C412W2V	0,18			12		2W; 0,2V; 0,6 Mo		Диски и крупные поковки
Япония
TAF -				0,2	0.5	0,8	10,5	—	1,2 Мо; 0,2 V; 0,2 Nb; 0,04 В; 0,10 N (макс)	Диски, поковки, крепеж
Таблица 41
Механические свойства и режимы термической обработки сложнолегированных 11—15%-ных хромистых сталей
Марка стали по ГОСТ 5632-61 (в скобках — заводская)	Термическая обработка	НВ			б			ak кГ-м/см.11	—1	 кГ/мм*
			кг/	мм‘	%				
1Х11МФ (15Х11МФ)	1. Нормализация при 1050“ С, отпуск при 740° С, 2 ч	229	74	58	19		66	15	—
	II. То же, масло отпуск при 675° С, 5 ч	—	91	78	16		56	6—7	—
	III. Закалка с 1030—1060° С, масло отпуск 700—740° С, масло *	—	70	50	15		55	—	—•
1Х12ВНМФ (ЭИ952)	Отжиг при 900—950° С, печь, отпуск при 680—700° С, воздух	—	>75	60	15		45	6,0	—
1Х12ВНМФ (ЭИ802, ЭИ952)	1. Закалка с 1000° С, масло, 10 ч при 680° С	269	89	75	15		58	9,5	—
	II. Закалка с 1000° С, масло, 2 ч при 710° С	248	84	68	14		59	6,3	—
	III. Отжиг при 900—950°+ + 1000—1020° С масло и отпуск 680—700° С *		75	60	15		45	6,0	—
1Х12В2МФ (ЭИ756)	Закалка с 1050° С, масло, 3 ч при 680° С, воздух	270	88	73	17,7		54	15,8	—
	То же *	Т			Нормы по		согласованию			
* По ГОСТ 10500- 63,
(О____________________________
*
Марка стали по ГОСТ 5632—61 (в скобках — заводская)
Термическая обработка
2Х12ВМБФР (ЭИ993)
1Х12В4МФ (ЭИ757)
13Х14Н2ВФР (ЭИ736)
23Х13НВМФА (ЭП65)
ВНС-6 (ЭП311)
18Х11МФБ
1. Закалка с 1050° С, масло, отпуск при 650° С, воздух
11. Закалка 1050—1150° С, масло, отпуск при 650—700° С, масло *
Не указана
Закалка с 1040—1060° С, масло или воздух + отпуск при 600—550° С, воздух
Нормализация при 1020— 1050° С, закалка с 1020—1050° С масло или воздух, отпуск [при 350—370“ С
Нормализация при 1050° С, закалка с 1050’ С, масло, и отпуск при 300° С ♦
Закалка с' 1050—1150° С, масло, и отпуск при 650—750° С
По ГОСТ 10500—63.
Продолжение табл. 41
	аь		б		ak	°-1
	кГ/лел’		%		к Г -м/см'	кГ/им?
302—269	75	50	14	—	6,0	—
	75	50	12	45	4,0	—
—	—	—	—	—	—	—
331—388	115	90	12	50	7,0	56
363—514	155	110	И	40	4	—
401—514	165	130	11	45	4	—
—	110	86	18	46	—	—
Продолжение табл. 41
Марка стали по ГОСТ 5632—61 (в скобках — заводская)	Термическая обработка	нв	аЬ	°S	б		ak	°-1
			кГ/мм2		%		к Г. м/с и?	кГ/мм2
(ЭИ736Л)	Закалка с 1030—1080“ С, масло или воздух+ отпуск при 540—620° С на воздухе	401—321	120	100	7	20	1,5	— 1
	То же+отпуск при 680— 720° С	255—311	90	75	9	30	2,0	41
1Х12Н2ВМФ (ЭИ961)	I. Нормализация при 1000— 1020° С, масло или воздух + + отпуск при 540—600° С	401—331	100	85	10	45	6,0	51 32 **
	11. То же+отпуск *	660— 710° С	90	75	12	50	7,0	—
(4Х14Н2ВА)	Закалка с 1050° С, масло + + отпуск при 630° С	255—321	100	95	12	35	2,0	57 34 **
1Х17Н2 (ЭИ268)	Закалка с 950—1040° С, масло+отпуск при 275—350° С	- -	НО- ВО	—	10	—	5,5	—
	Закалка с 1030° С, масло + + отпуск при 580° С	375—321	120	90	8	62	12	5,5 *** 35 **
* По ГОСТ 10500—63. ** Испытания на усталость проводились на образцах с надрезом. *"’• Отпуск при 520° С.
Большинство 12%-ных хромистых сталей имеет комплексное легирование с присадкой карбидообразующих элементов W, V, Мо, Nb и N1 в различных сочетаниях (табл. 39—49), и упрочнение их связано с образованием дисперсных выделений карбидных
Рис. 75. Изменение длительной прочности хромистых нержавеющих и теплоустойчивых сталей от температуры испытания (в скобках указана температура отпуска, 0 С)
(Ме23Св, МевС, Ме2С) и интерметаллидных фаз (Fe2W или Fe2Mo) с растворением или замещением одних элементов другими. Количество элементов, связанных в фазах и в твердом растворе, изменяется в зависимости от условий термической обработки или длительности испытания,
13.3
В работах [93, 633] изучалось влияние легирования на свойства и фазовый состав сложнолегированной 12 %-ной'хромистой стали (рис. 77, 78). Наиболее эффективное влияние на”повышение сопротивления ползучести при 600° С оказывает вольфрам.
Фазовым и рентгеноструктурным анализами установлено, что, кроме карбидов типа /Ие2зС,в, в этой стали образуются дисперсные
Рис. 76. Влияние хрома на сопротивление ползучести (Ср^/зоо) стали типа HQT3 при 600° С и сг = 9,5 кГ/мм2'.
1 — кованая сталь с 0,2% G 0,5% Мо; 0,5% W и 0,8% V; 2 — литая сталь того же состава; 3 — сталь того же состава после закалки с 1250° С в масле и отпуска при 650° С. 1 ч; 4 — сталь с 0,2% С; 0,5% Мо; 0.8% V и 0,15% Nb: 5 — то же. после закалки с 1250’ С в масле и от'пуска при 650° С, 1 ч; 6 — то же, после закалки с 1060’ С в масле и отпуска при 700’ С, 1 ч
выделения интерметаллидной фазы Лавеса типа Fe2W продолговатой формы, с которой связывается упрочнение стали при высоких температурах [634, 635 ].
С повышением содержания вольфрама в стали увеличивается его содержание в осадке при постоянном достаточно высоком содержании хрома и железа. После длительного старения этой стали при 600° С в течение 6000 ч содержание связанного вольфрама и железа изменяется по отношению к исходному (табл. 42).
Данные табл. 42 показывают, что количество фазы Лавеса увеличивается с длительностью испытания.
Во время старения при 600° С в течение первых 1000—4000 ч наблюдается уменьшение ударной вязкости стали. Оно тем больше, 134
Чем выше содержание вольфрама в стали. Это охрупчивание связано с образованием в стали фазы типа Fe2W.
Эффективность влияния вольфрама в сочетании с другими легирующими элементами и никелем широко использована в СССР.
Содержание легирующего элемента, 7„ (бес.)
Рис. 77. Зависимость скорости ползучести от содержания легирующих элементов в 12%-ной хромистой стали с 0,6% Мо и 0,3% V при 600° С, о=6 кГ1м»1г, и для V при 550° С, а = 8 к.Пм/е
В работах [94, 95 ] изучались жаропрочные свойства сталей, составы которых даны в табл. 39, 40. Результаты испытаний на ползучесть и длительную прочность при 550° С приведены на рис. 31, 79 и 80.
Рис. 78. Влияние вольфрама на предел ползучести при 600° С и скорости ползучести 1-10~*%/ч 12%-ной хромистой стали с 0,70% Мо и 0,3% V
Для работы в условиях паросиловых установок при 550—600° С рекомендуются стали марок 1Х12ВНМФ, ЭИ802, 15Х12ВМФ’и 2Х12ВМБФР.
135
Таблица 42
Количество элементов в осадке стали состава: 12% Сг, 0,6% Мо и 0,3% V
Сталь		Сг	W	Ре
0,08%	С, 0,32% W	45/60	5,9/3,2	25,4/16,3
0,09%	С, 1,15% W	43/37	7.1/18,1	25,2/24,1
0,09%	С, 3,9% W	35/24	18/36,4	27,4/30,3
Примечание. В числителе — исходное состояние, в знаменателе после старения.
Большинство сложнолегированных 12 %-ных хромистых сталей содержит молибден, который сильно повышает жаропрочность. Введение 0,5 % Мо в сталь с 0,2 % С и 14 % Сг повышает сопротивле-
Рис. 79. Длительная прочность сложнолегированных 12%-пых хромистых сталей при 600° С (а) и 550° С (б):
/ — сталь марки 1Х12М; 2 — 1Х12МФБ; 3 — 1Х12ВМФБ и 1Х12В2МФБ; 4 — 1Х12В4МФБ; 5 — 1Х12В2МФ; 5 — 1Х12В4МФ; 7 — сталь марки 15Х12ВМФ с 0, 17% G 13.1% Сг: 0,85% W; 0,46% Мо; 0,20% V; 8— 15Х12МФ; 9 — 25Х12МФ (Цифры уточек — удлинение при разрыве, %)
ние ползучести по суммарной деформации 0,2% за 1000 ч при 550° С с 3 до 5,5 кПмм.г [95]. Увеличение содержания молибдена до 2,5—3% приводит к еще большему повышению жаропрочных свойств.
136
В работе [97] исследовано 8 плавок 12 %-ных хромистых сталей, легированных молибденом, ванадием, ниобием и титаном, и предложена сталь с 1 % Мо и 0,7% V, которая имеет длительную прочность за 1000 ч при 590° С 30 кГ/мм?, а при 650° С 17 к.Пм.м2'.
Цлителбнисть испытаний, ч
Рис. 80. Кривые ползучести при 600° С и а= 10 кГ/мм? сталей:
/ — 15Х12ВМФТ; 2 - 15Х12МФ; 3 — 25Х12МФ; 4 - 15Х12В1МФБТ;
5 — 1 5X12ВМФ, (цифры на кривых — скорость ползучести, %/'<) (а) и влияние легирующих элементов на длительную прочность хромокремнистых сталей (б)
Согласно данным [91—94 ], легирование только ниобием или в сочетании с молибденом или молибденом и ванадием повышает жаропрочность 12%-ных хромистых сталей, что достаточно широко использовано в зарубежной практике (стали марок Н-46, Rex448 и др.).
137
Вместе с этим авторы указывают, что при некоторых операциях горячей обработки (ковке), вероятнее всего при осадке, в поковках могут возникнуть трещины вследствие возможности образования двухфазной структуры (а + у).
Наибольший интерес представляет 12%-ная хромистая сталь с 11,3% Сг, 0,80% Мо, 0,2% V и 0,6% Nb, имеющая очень высокую длительную прочность при 600° С (стХОоо ~ 24-^32 кГ!мм2).
Ниобий также положительно влияет на повышение сопротивления ползучести 12%-ной хромистой стали. Он также в течение первых 1000 ч уменьшает ударную вязкость, но затем она несколько повышается. В стали при старении образуются карбиды Л4е23С8, NbC, VC. С повышением содержания ниобия количество ниобия, связанного в карбид типа NbC, увеличивается, а количество карбидов хрома и ванадия уменьшается. После длительного старения количество карбида ниобия практически не изменяется.
Ванадий повышает жаропрочность 12 %-ных хромистых сталей, но в определенном сочетании с другими легирующими элементами (Мо, W, Nb и С ). В 12%-ной хромистой стали с 0,6% Мо и 0,10%“С наибольший эффект упрочнения при 500° С достигается при введении —0,3% V (см. рис. 77).
Согласно исследованиям [645], избыток ванадия в твердом растворе уменьшает прочность связей атомов в кристаллической решетке, что и является причиной уменьшения жаропрочности сталей, легированных большим количеством ванадия. Эффективность влияния ванадия связана с образованием дисперсных выделений карбидов ванадия типа VC.
Фазовым анализом стали показано, что при отпуске образуются два вида карбидов типа (Сг, V, Fe, Мо)23С6 и небольшое количество карбида ванадия типа VC.
Стали, содержащие ванадий, не склонны к охрупчиванию и при длительном старении ударная вязкость изменяется незначительно.
Титан применяется для легирования и практически не оказывает влияния на сопротивление ползучести, а в ряде случаев действует отрицательно. Никель в количестве 1 — 3% также отрицательно влияет на жаропрочность.
Малые добавки бора, циркония и церия, согласно данным [635, 637], оказывают положительное влияние на жаропрочность 12%-ных хромистых сталей с 0,2% С, 2% W, 0,2% V. Введение —0,03 % В и —0,09% Ti в сталь с 12% Сг, 0,75% Мо, 0,12% Nb повысило жаропрочные свойства [642], а еще лучшие результаты были получены при одновременном введении бора и азота [646].
При введении бора и циркония в сталь марки ЭИ756 получены противоположные результаты. Длительная прочность стали с 0,0076% В при 600° С и 0 = 20 к.Пмм? для стали с бором составляла 11 ч, а стали ЭИ756 без бора — 725 ч [6331ЛЛегирова-138
ние этой стали 0,2% Zr не повысило жаропрочности и релаксационной стойкости. При 0,05—0,30% Си несколько повысилась длительная прочность при 600° С и а = 25 кПммг, но при одновременном снижении остаточного удлинения (с 15 до 5—8,5%), определяемого при длительных испытаниях на разрыв.
В табл.43 приведены данные по длительной прочности нескольких сложнолегированных 12 %-ных хромистых сталей [96, 981.
Т а б л и и. а 43
Длительная прочность 12%-пых хромистых сталей с присадками Мо, V, Nd, Zr, Ni при 593° С за 1000 ч
esj Ч К о	Химический состав %			Легирующие элементы %	Термическая обработка	нв	а кГ/мм1	Удлинение при разрыве
	с	31	Сг					
А	0,12	0,16	11,32	0,81 Мо; 0,18 V; 0,60 Nb	1008° С, воздух+ 4- отпуск при 648° С 1150° С, масло + 4- отпуск при 648° С	293 302	24,5 32,5	15 13
Б	0,084	0,10	10,64	0,80 Мо; 0,18 V; 0,32 Nb	1008° С, воздух + 4 отпуск при 648° С 1150° С, масло + 4- отпуск при 648° С	277 285	22,4 28,0	15 10
В	0,15	1,22	11,84	3,0 Мо; 0,12 Zr;	1030° С, воздух + 4 отпуск при 620° С 1150° С, масло + 4- отпуск при .648° С	321 352 288— 304	20,3 20,3	16 16
Г	0,16	1,05	11,85	2,85 Мо; 1,52 Ni	1008° С, воздух 4 4 отпуск при 648° С 1150° С, масло 4 4 отпуск при 648° С	321— 331 288— 304	14,7 14,0	30 30
Стали А и Б обладают весьма высокой длительной прочностью при 593° С, особенно после закалки в масле при 1150° С и отпуска при 648° С.
Большой интерес представляет выяснение влияния структурно свободного 6-феррита на различные свойства 12%-ных хромистых сталей.
В работе [94] указывается, что наилучшими характеристиками жаропрочности обладают стали, не содержащие структурно свободного феррита или содержащие его в ограниченном количестве (10—20%). Наличие его более 30% способствует резкому падению ударной вязкости и жаропрочности.
Другие авторы также считают, что наличие 6-феррита в большом количестве является причиной анизотропии механических свойств, сильного охрупчивания стали и ухудшения жаропрочных свойств [652]. Однако имеются факты, подтверждающие, что
139
Наличие 6-феррита не всегда способствует понижению жаропрочности: это зависит от легирования и процессов, протекающих в сталях при работе их под нагрузкой. В работе [634] показано, что у 12%-ных хромистых сталей, легированных вольфрамом, молибденом и ванадием, при работе под нагрузкой происходит гетерогенизация структуры, в том числе 6-феррита. При длительном нагреве из этой фазы выделяется фаза Лавеса типа Fe2W, с которой связано упрочнение стали при высоких температурах.
Серия 12%-ных малоуглеродистых сталей с присадками 2% Si и других добавок (V, W, Мо, Nb) исследовалась в работе [771] на ползучесть при 600° С й сг = 4, 8 и 10 кПммг с определением фазового состава и параметра решетки карбидов, образованных после испытания.
Найдено, что совместное легирование стали типа 0Х12С2 вольфрамом, ниобием и ванадием обеспечивает получение стали с большей жаропрочностью, чем раздельное.
Наиболее высокую жаропрочность показала сталь 0Х12С2М2ФБВ, в структуре которой обнаружено образование фазы Лавеса типа Fe2 (W, Мо). Все легирующие элементы повышают сопротивление ползучести стали типа 0Х12С2 и из них
Таблица 44
Фазовый состав и параметры решетки сильхромов
Сталь марки	Легирующие элементы %	Исходное состояние		После испытания на ползучесть при 600° С, (7 = 4 кГ/амг	
		фаза	параметр карбида A	тип фазы	параметр карбида A
0Х12С2М	1 Мо 1,95 Мо 3,1 Мо	МззСб	10,61	^23^0	10,58
				MggCg; FesCr2Mod	10,61
0Х12С2В	1,1 W 2,5 W 4,2 W	М2зС8	10,59	М2зСй	10,58
				МгзСв» FeeCr2 W4	10,61
0X12C2D	0,3 Nb	NbC	4,46	NbC	4,46
	1,9 Nb	NbC; (Fe, Cr)3 Nb		NbC; (Fe, Cr)2 Nb	—
0Х12С2Ф	0,18 V 0,38 V	М2зСй> vc	—	M23C9; VC	—
140
наиболее сильно молибден, вольфрам и ниобий. Ванадий действует значительно слабее.
Перед испытанием стали закаливали с 950° С на воздухе и отпускали при 700° С в течение 3 ч.
В табл. 44 показаны результаты исследования структуры и фазового состава сталей до и после испытания при 600° С и о = = 4 кПмм2.
Свойства отдельных марок сложнолегированных сталей
Сталь марки 1Х11МФ (15Х11М.Ф)
Эта сталь предназначается для рабочих и сопловых лопаток паровых турбин с рабочей температурой металла 540—550° С и применяется в термически обработанном состоянии: после закалки с 1050—1100° С на воздухе и 2-ч отпуска при 720— 740° С (см. табл. 36).
На рис. 81 показано изменение механических свойств стали 1X11МФ в зависимости от температуры испытания.
Согласно данным [6 и 94], сталь 1Х11МФ обладает достаточно высокими стабильными свойствами при длительном нагреве (до 6000 ч) в интервале температур 500—600° С и высоким декрементом затухания при 500—550° С.
Для повышения износостойкости изделий из стали 1X11МФ разработан способ азотирования [654] и исследовано влияние длительной выдержки при 570° С на изменение структуры и свойств поверхностного слоя [653].
Температура испытания’с
Рис. 81. Изменение механических свойств стали 1X11МФ в зависимости от температуры испытания (закалка с 1050° С на воздухе, отпуск при 740° С, 2 ч)
Сталь марки 1Х12ВНМФ (ЭИ802), 15Х12ВМФ (ЭИ952)
Предназначается для изготовления рабочих и направляющих лопаток, поковок дисков и роторов паросиловых установок с рабочей температурой до 580° С. Требуемые свойства сталь приобретает после закалки с 1000—1050° С в масле и на воздухе и отпуска в течение 2 —10 ч при 680—700° С.
141
Сталь 1Х12ВНМФ поддается с&арке, содержит до 10—20% структурно свободного феррита.
На рис. 82 показано изменение механических свойств стали 1 Х12ВНМФ в зависимости от температур испытания и на рис. 83— длительная прочность. Сталь имеет достаточно высокие жаропрочные свойства при высокой пластичности, которая практически не меняется от продолжительности испытания (табл. 45).
Таблица 45
Механические свойства стали ЭИ802 при 20° С после тепловой выдержки и испытания на ползучесть
«J CW tn R «	Продол-житель-	°0,2	%		ч>	“А*	И В
Тем) пыт< °C	кость ч	КГ /ММ1		%		кГ -м/см1	
Без выдержки		70,5	87,5	14,5	52,5	7,0	248
550	500	65,5	81,8	16,0	51,5	4,2	229—241
600	5000	62,9 Выдерж	79,9 ка под на	15,4 грузкой 1L	52,5 кГ/мм*	3,9	241
600	2012	61,7	81,0	16,0	52,5	5,3	—
* Цилиндрические образцы диаметром 8 мм с круговым надпилом радиусом 1 лл1.
Сталь марки 1Х12В2МФ (ЭИ756)
Эта сталь также рекомендуется для рабочих лопаток с рабочей температурой 600° С и для тонкостенных труб [6, 93, 6331.
Сталь I X12В2МФ содержит повышенные количества структурно свободного феррита, наличие которого понижает ударную вязкость стали после длительных выдержек 2000 ч при 600° С с 15 до 4 кГ-м/см2.
Предел длительной прочности стали 1Х12В2МФ при 600° С °iooooo = 13-5-14 кГ/ juju2 и предел ползучести сГ1%д0оооо = 4,5 к/7 juju2.
Данные по изменению механических свойств стали 1Х12В2МФ от температуры испытания приведены на рис. 82, по длительной прочности —на рис. 31. Исследования фазового состава и свойств стали описаны в работах [93, 633].
Сталь марки 13Х14НВФРА (ЭИ736)
Сталь ЭИ736 применяют для изготовления рабочих и направляющих лопаток, дисков и деталей осевых компрессоров с рабочей температурой до 500° С [112]. Благодаря повышенному содержанию хрома и никеля сталь обладает несколько лучшей коррозионной стойкостью в условиях повышенной влажности. 142
Рис. 82. Изменение механических свойств сталей в зависимости от температуры испытания и термической обработки:
сталь 1Х12ВНМФ — закалка с 1000° С в масле, отпуск при 680“ С, 10 ч; 1Х12В2МФ — закалка с 1050“ Св масле и отпуск при 680° С, 1 0 ч
Рис. 83. Длительная прочность стали 1Х12ВНМФ при различных температурах (цифры у точек—удлинение при разрыве, %)
143
В зависимости от назначения сталь 13Х14НВФРА после закалки с 1050° С на воздухе или в масле подвергается различному отпуску: на твердость 285—341 НВ при 680—600° С и 341—388 НВ при 600--550е С.
Рис. 84. Изменение механических свойств стали 13Х14НВФРА (ЭИ736) в зависимости от температуры испытания (закалка е 1050° С в масле и отпуск при 580°С):
е — гладкие образцы; « — образцы с надрезом
При применении низкого отпуска можно получить более высокие прочностные свойства до температуры испытания 450° С (табл. 46).
Таблица 46
Механические свойства стали ЭИ736 при комнатной и высоких температурах
Режим термической	Темпера-	Е	°ь	°0,2	sk	Op	^10		§	
	тура					1 р				/7 Я
обработки	испыга-								1 ?	
	ния, °C		кГ	,'мм2			%		1 °	
I. Закалка с 1050’ С	20	19 850	120	101	249	64	7	62	7,6	321
в масле и отпуск при	500	15 300	91	62	163	29	7	56	—	—
580° С, охлаждение па воздухе	550	14 000	55	47	127	20	10	72	—	—
II. То же -р отпуск	20	—	140	90	—	-—	15с	60	10	- -
при 300“ С	330		141	107	-—•	—	14,5	46	—	—
	360	—	138	103	——.	—	17	44	—	—-
	400	.—	137	102	•—<	—	16	40	—	—
	450	—	132	98	—	—	16	44	—	—
Н4
При комнатных и высоких температурах сталь сочетает высокие прочностные свойства с достаточной пластичностью (рис. 84). Сталь хорошо прокаливается в сечениях до 170 мм, малочувствительна к отпускной и тепловой хрупкости, хорошо сваривается всеми видами сварки.
Сталь марки Х12ВМБФР (ЭИ993)
Сталь рекомендована для крепежных деталей, работающих при 550—565° С со сроком службы —10 000 ч и для турбинных лопаток при рабочих температурах до 600°С [632].
Сталь имеет высокие характеристики жаропрочности и релаксационной стойкости (рис. 85).
Рис. 85, Длительная прочность стали Х12ВМБФР при температурах 565, 560, 600° С после закалки с 1150° С в масле и отпуска;
1 — при 650“ С (плавка № 1 без бора); 2—при 700° С (плавка № 4 с 0,003% В);
3 — при 650° С
Длительный нагрев стали Х12ВМБФР при 600° С вызывает снижение прочностных характеристик при 20° С; оь с 96 до 84 кПмм2, ст0,2 с 80 до 67 кГ/мм2 и ак с 9 до 6 кГ-м/см2. Перед
Таблица 47
Релаксационная стойкость и длительная прочность 12%-ных хромистых сталей
Сталь марки	Температура испытания °C	<То кГ/№Мг	кГ/мм2, за время, ч		°1оооо кГ/мм2
			1000	10000	
Х11МФ	565	30	1			20
Х12МБФ	550	30	8	5	22,5
Х12ВМФ	560	35	11	7	24
Х12В2МФ	550	30	7	5	17*
Х12В4МФ	550	30	5	3	20*
	565	30	14	10,3	28
Х12ВМБФР	580	30	13,3	9,5	24*
* По литературным Данным при 580’ С.
10 Химушин
S93
145
испытанием сталь подвергали закалке с 1050° С в масле и отпуску при 650—700° С.
В табл. 47 и 42 приведены данные по релаксационной стойкости и механическим свойствам стали Х12ВМБФР в сравнении с другими сталями [632].
Таблица 48
Механические свойства стали Х12ВМБФР (ЭИ993) после закалки при 1150° С в масле и отпуске
№ плавки	Температура испытания °C	°ь		б	ч>	ak кГ-.м/с
		кГ/мм?		%		
1	20 565	94 57	82 55	16 15	60 74	7,5 15
4	20 565	100 72	89 65	12 11	38 47	4,5 11
Наилучшие результаты в отношении релаксационной стойкости получаются после закалки в масле с 1150 и З-ч отпуска при 680— 700° С (рис. 86).
146
Сталь 23Х13НВМФА (ЭП65)
Предназначается для силовых высоконагруженных деталей, работающих при температурах до 500° С [702].
После термической обработки (табл. 40) сталь имеет высокую прочность (см. табл. 41) и вследствие легирования вольфрамом, молибденом и ванадием сохраняет эту прочность при температурах до 500° С (рис. 87).
Длительная прочность и сопротивление ползучести при температурах выше 450° С резко падают (табл. 49) [702,843].
Таблица 49
Пределы длительной прочности, ползучести и выносливости стали 23Х13НВМФА (ЭП65)
Термическая обработка	Температура испытания °C	ст1оо	ff0,2/100	«-1*
			иГ/мм1	
Закалка с 1050г С, ох-	20				60/45
лаждениев масле, отпуск	400	140	87	-/-
при 550° С	450	100	62	50/30
	500 550	70	21 7	50/30 50/30
* Предел выносливости с__т определяли на- базе 1-10’ циклов; радиус надреза образца 0, 75 мм. В числителе — образцы гладкие, в знаменателе — с надрезом.
После ковки или прокатки сталь подвергали смягчающей термической обработке, состоящей из нормализации при 1000— 1050° С и отпуску при 750—780° С на твердость не более 365 НВ. Окончательная термическая обработка состояла из закалки с 1050° С с охлаждением в масле или на воздухе и отпуска при 530—550 или 350—370° С.
Сталь ЭП311 (ВНС-6)
Обладает еще большей прочностью и жаропрочностью, так как содержит значительно большие количества легирующих элементов (W + Мо + V) = 3,2-ь4,3% и применяется для деталей, работающих при 300 до 600° С. Изменение механических свойств этой стали от температуры испытания показано на рис. 75 и в табл. 50 [702].
После прокатки и штамповки в интервале 1180—900° С поковки следует охлаждать медленно (зола, горячий песок), после чего подвергать смягчающему низкому отжигу при 730—760° С.
10*	147
Теппеоатура испытаниях
Рис. 87. Изменение механических свойств сложнолегированных хромистых сталей
от температуры испытания:
а — сталь ЭП65, закалка с 1050’ С в масле или на воздухе и отпуск при 525—550° С; б — сталь ЭП311. то же -р отпуск при 650’ С; в — сталь ЭИ961, закалка с 1000—1020° С в масле или на воздухе и отпуск при 450—580° С, г—сталь ЭИ961. закалка с 1050’ С в масле и отпуск при 560—580’ С
Таблица 50
Пределы Длительной прочности, ползучести и выносливости стали ЭП311
Термическая обработка	Температура испытания °C	°101>	°0,2/Ю0	(на базе 110’ циклов)
		кГ/мм*		
Закалка с 1050° С в ма-	20			58
еле или на воздухе; от-	500	54	27	—
пуск при 650°С	550	44	19—20	—
	600	35	14—15	41
Окончательная термическая обработка состоит из закалки с 1050 ± 10° С на воздухе или в масле и последующего отпуска на требуемую твердость; после отпуска при 650 ± 10° С получаются детали с твердостью 321—363 НВ, а после отпуска при 250—320° С получается прочность аь = 170-5-180 кГ/мм?.
Сталь 1Х16С2МБ2
Эта сталь имеет повышенную жаропрочность при 650° С по сравнению со сталью 1X13 и механические свойства при комнатной температуре после различной термической обработки, приведенные в табл. 51 [640].
Таблица 51
Свойства стали 1 Х16 С2М2Б2 после различных видов термической обработки
Термическая обработка	Состояние перед	НВ		6	Ф	5
	испытанием		кГ /мм2	%		•АсЦв a w
I. Нормализация с 900’ С	Исходное состояние	193	66	26	66	1,5
	После 1000 ч при 600° С	201	69	23	62	0,9
II. Закалка 12ОО’С +	Исходное	200	66	25	67	11
+ холодная деформация 40% + отжиг при 900° С и охлаждение в воде	После 1000 ч при 600’С	212	74	21	56	4,5
Сложная термическая обработка улучшает свойства стали тем, что повышает ударную вязкость и делает сталь менее склонной к охрупчиванию при длительном старении при 600° С.
После термической обработки по варианту II сталь имеет следующие значения длительной прочности: при 650° С о1000 = — 1,5 кГ!мм?-, при 700° С а1П00	1,1 кПмм2.
149
Сталь имеет феррито-карбидную структуру и склонность к отпускной хрупкости, которая уменьшается при применении указанной термической обработки.
После ЮОО-ч нагрева при 600° С в стали обнаружена интерме-таллидная фаза типа Fe2 (Мо, Nb) и карбид ниобия.
Стали марок 10Х12Н2ВМФ (ЭИ962) и 1Х12Н2ВМФ (ЭИ961)
Эти стали подразделяются в зависимости от содержания углерода. Сталь 10Х12Н2ВМФ применяется для изготовления изделий с помощью сварки, а сталь с повышенным содержанием углерода— для изделий, изготовляемых из прутков и поковок. Максимально допустимая рабочая температура металла 600°С (см. табл. 41).
После закалки с 1000° С в масле или на воздухе и последующего отпуска при 550—600° С обе стали обладают высокими механическими свойствами при комнатной и высоких температурах.
Изменение механических свойств сложнолегированных хромистых сталей в зависимости от температуры испытания приведено на рис. 87(1 12, 702, 843].
Методами фазового и рентгеноструктурного анализа определена только одна карбидная фаза типа Сг2эСв или (Сг, W, Fe, Me, V)23C6 с изменением количества ее в зависимости от режимов термической обработки. С повышением температуры отпуска от 650 до 800° С наблюдается усиленная коагуляция карбидов и разупрочнение стали [1121. Переход карбидной фазы в твердый раствор при нагреве под закалку сопровождается увеличением параметра кристаллической решетки при 1150° С с 2,8697 А и при 900° С до 2,8705 А [631].
На рис. 87, в и г показано изменение механических свойств стали ЭИ961 от температуры испытания. Согласно данным 1112, 631], оптимальной температурой закалки является 1000 ± 10° С, а отпуска 540—700° С в зависимости от требований по механическим свойствам, предъявляемым к материалу.
Стали марок Х11ВМ (ЭИ755) и Х11В4М (ЭИ757)
При изучении свойств и фазового состава этих сталей [1061 установлено, что сталь с 4 % W обладает достаточно высокими характеристиками жаропрочности.
В табл. 52 приведены механические свойства стали ЭИ757 при 20 и 600° С и табл. 53 — данные по длительной прочности при 590 и 650° С.
Ударная вязкость с длительностью испытания изменяется за первые 1000 ч с 4 —12 до 3—4 кГ  м/см1 и затем остается постоянной (при длительности испытания до 10 000 ч).
150
Механические свойства стали ЭИ757
Таблица 52
Температура испытания °C	НВ	°Ь	ffS	б		ak кГ ‘M/cms
		кГ/мм3		%		
20 600	275 155	93,9 50,0	71,1 49,9	18,1 24,1	58,7 77,9	9,1 16,6
Таблица 53
Результаты испытаний на длительную прочность стали ЭИ757
Температура испытания °C	О кГ/мм*	Время до разрушения ч	Деформация при разрыве, %	
			б	♦
590	35	15	13,9	71,8
	25	1302	7,1	28,9
	20	3402 *	6,1*	7,6 *
650	15	378	10,7	38,8
* Образец не разрушился.
Зарубежные 12%-ные хромистые сложнолегированные стали
Химические составы наиболее распространенных зарубежных сталей приведены в табл. 40, а на рис. 88, а — 100 и 1000-4 длительная прочность.
Ниже приводится описание свойств некоторых сложнолегированных 12%-ных хромистых сталей.
Сложнолегированная 12%-ная хромистая сталь (422) с 1% W, 1% Мо, 0,3% V и 0,2% С, описанная в работах [86, 88], применяется для изготовления турбинных дисков и деталей крепления, работающих при 550—600° С. В табл. 54 показано влияние термической обработки на свойства’этой стали при^комнатной температуре.
При охлаждении с температур нагрева в аустенитной области примерно около часа не начинается перлитное превращение при 648—704° С, поэтому относительно большие сечения стали можно закаливать на высокую твердость.
Точка мартенситного превращения соответствует температуре 215—220° С; по существу оно завершается при охлаждении стали до 121° С. Сталь 422 может быть отожжена в зависимости от ее исходного состояния до твердости 197—223 НВ. Отжиг состоит 151
Рис. 88. Изменение 100 и 1000-часовой длительной прочности ряда зарубежных сложнолегированных 12%-ных хромистых сталей (а) и механические свойства сплава Грик-Аскалой в зависимости от температуры испытания (б)
152
Таблица 54
Влияние температуры отпуска на свойства стали 12-1-1-0,3V при комнатной температуре (образцы закалены с 1038° С в масле)
Температура		а0,02	а0,2	а ь о	(/>40)	Ф	ak (по
отпуска °C *			кГ/мм*		%		Шарли) к/ л:
704	31	71,4	81	89,4	18	53	
675	32	—	83	101,5	18	53	.—
648	34	75,6	87	104,3	18	52	2,6—2,7
648 **	34	—	88	104,3	16	49	—
620	34	80,5	91	105,7	17	53	2,5—2,6
В течение 2 ч. ** При замедленной скорости охлаждения.
из нагрева при 900° С и затем либо из изотермического превращения при 704° С в течение 6 ч, либо непрерывного охлаждения со скоростью 127« приблизительно до 676° С и далее на воздухе. В тех случаях, когда нет необходимости в получении малой твердости, сталь может быть отожжена для получения наилучшей обрабатываемости резанием до 200—250 НВ (25 НRC') путем отпуска при 760—787° С.
Согласно данным [87 ], сталь 422, так же как и другие 12%-ные хромистые стали, склонна к коррозионному растрескиванию под напряжением при действии специального реактива и приложенных извне или внутренних напряжений.
После закалки и отпуска при 620—734° С в течение 2 ч она имеет хорошее сочетание прочности и пластичности, которое необходимо и для надежной работы крепежных деталей при высоких температурах. Эти данные получены на образцах, закаленных
Таблица 55
Сравнительные данные по жаропрочности стали 422 и 12%-ной хромистой стали при 538 [в числителе] и 593° С [в знаменателе]
Сталь марки	Предел длитель кГ/м. 1000 ч	ной прочности, <2, За 10000 ч	Предел ползучести «Г/лм2, при деформации 1% за 10000 ч
422 302	39,9	34,3	27,3
	25,9 25,2	16,1 18,9	13,3 14,0
	17,5	11,9	9,1
153
в масле с 1036°С, и на образцах, охлаждённых со скоростью, равной скорости охлаждения образцов диаметром 50 и 100 мм на воздухе.
Свойства стали 12-1-1-0,3 V при повышенных температурах приведены в табл. 55, из которой видно, что сталь 422 является удовлетворительной для длительной службы при температурах 538 и 593° С и для кратковременной службы при 648° С.
Испытания на длительную прочность образцов с надрезом и гладких стали 12-1-1-0,3 V показали, что она нечувствительна к надрезу.
Сталь Грик-Аскалой	—3W)
Относится к нержавеющим и вследствие добавки вольфрама имеет повышенную прочность при температурах до 560° С. Широко используется при изготовлении лопаток и дисков компрессора, турбинных дисков, болтов, колец и других деталей реактивных двигателей [1711,
Если твердость деталей не выше 30—40 HRC, то сталь имеет высокую стойкость против коррозионного растрескивания под напряжением. Сталь применяется после закалки с 955—980°С в масле или на воздухе и отпуска в течение 1,5—2,0 ч при 540— 680° С, после чего приобретает твердость 380—280 НВ. После отжига при 790° С с медленным охлаждением в печи до 430° С твердость стали около 250 НВ.
На рис. 88, б показано изменение механических свойств стали 13-2N1-3W в зависимости от температуры испытания. Сталь имеет удовлетворительную стойкость в условиях атмосферной коррозии и хорошо противостоит окислению при температурах до 800°С.
Как правило, эта сталь не рекомендуется для сварных соединений; она может быть сварена при условии подогрева и последующего отпуска всего сварного изделия. Лучше сваривать ее с хромоникелевой сталью типа 25-20 и сталью 19-9-W-Mo.
Сталь Rex448
Эта сталь имеет высокую температуру мартенситного превращения, характерную для низкоуглеродистых 11 %-ных хромистых сталей. Сталь закаливается на воздухе до твердости 400 HV, благодаря чему не имеет склонности к растрескиванию при закалке и сварке.
Для снятия напряжений и смягчения рекомендуется после сварки подвергать сталь отпуску при 600° С. В тех случаях, когда требуется более мягкая сталь, она может быть отпущена при 750° С [991.
154
После закалки с 1000° С в масле сталь имеет предел прочности около 140 кПммг, а после отпуска при 500—600° С предел прочности понижается до ПО кПмм2, (табл. 56).
Таблица 56
Механические свойства стали Rex 448 после закалки и отпуска___________
Температура ИС-	аЬ	°0,2	й	У	Т емпера-тура нс-	°Ь	%,2	0	
пытания °C	кГ/мм‘		У		пытания °C	кГ/мм.'1		%	
20	110	80	18	46	550	69	58	25	66
300	93	70	16	48	600	60	52	32	73
400	82	76	16	48	650	51	41	36	77
500	82	68	18	52	700	37	31	34	81
Сталь Rex448 предложена для изготовления элементов обшивки сверхскоростных самолетов. В табл. 56 приведены механические свойства образцов стали Rex448.
Рис. 89. Изменение твердости (а) и параметра решетки (б) сталей ЭИ755 и ЭИ757 в процессе старения при 600 (7) и 700° С (2)
155
На рис. 89 показано влияние продолжительности нагрева на изменение твердости и периода кристаллической решетки [1071. Анализ фаз выделения в стали ЭИ755 после отпуска показал, что электролитически выделенный осадок состоит из кубического карбида хрома (Л1е2зС’6, в котором Me состоит из Сг, Fe, Мо, W), интерметаллидного соединения переменного состава МА (Мв)г, где МА — элементы с большими атомными радиусами (W, Мо, Nb), а Мв —элементы с малыми атомными радиусами (Fe, Сг), и карбида NbC.
В работе [6551 показано, что образование фаз Лавеса в сталях с присадкой вольфрама и молибдена при кратном атомном отношении Мо : С или W : С может происходить при отсутствии ванадия. Кобальт способствует образованию этих фаз при длительном нагреве сталей этого типа.
Релаксационная стойкость некоторых 12%-ных хромистых сложнолегированных сталей изучалась в работе [139], Установлено, что легирование этих сталей ванадием, молибденом, вольфрамом и ниобием, вводимыми вместе или раздельно, повышает их релаксационную стойкость.
Наилучший эффект получается при комплексном легировании за счет повышения стабильности феррита и карбидных фаз. Для крепежных деталей, работающих при температурах до 565° С, рекомендованы стали двух составов: 1) 0,2% С, 12% Сг, 0,8% Мо, 0,3% V, 0,8% Nb; 2) 0,2% С, 12% Сг, 0,5% Мо, 0,5% W, 0,5% Nb.
Глава V111
ХРОМОНИКЕЛЕВАЯ НЕРЖАВЕЮЩАЯ СТАЛЬ МАРКИ 1Х17Н2 (ЭИ268)
Свойства стали
Хромоникелевая сталь типа 1X17Н2 относится к мартенситному классу, имеет небольшое количество б-феррита. Обладая примерно теми же механическими свойствами, что и 12%-ные хромистые стали, сталь 1Х17Н2 благодаря повышенному содержанию хрома имеет более высокую коррозионную стойкость в атмосферных условиях и в ряде химических сред [113—116, 119, 1201.
Структура стали типа Х17Н2 зависит от содержания углерода, что хорошо видно из диаграммы состояния стали Х16Н2, приведенной на рис. 90 [704 ]. Сталь с очень низким содержанием углерода (0,044% С) после закалки с 1050° С имеет —40% феррита, твердость 95 HRB и около 60% светлой составляющей 156
с твердостью 40Н RC. В стали с 0,19% С после указанной термической обработки 6-феррита —5—15%. Увеличение содержания углерода в стали способствует понижению критических точек превращения у -> Л4 и увеличению количества остаточного аустенита.
Опыт показывает, что для получения более однородной структуры и более высокой твердости (355—400НВ) сталь 1Х17Н2
!,о	1,2
Рис. 90. Псевдоби парная диаграмма состояния системы Х16Н2—углерод
при закалке следует нагревать до 1020—1060° С с охлаждением в масле или на воздухе; температура отпуска должна быть в пределах 250—400° С. Для других целей сталь 1Х17Н2 подвергают закалке с 980—1020 ° С на воздухе и отпуску при 540—640° С (340—260 НВ). Более полный отпуск производится при 620— 660° С, выдержка 4—6 ч, охлаждение в масле.
Химический состав стали 1X17Н2 приведен в табл. 29 и 57. Механические свойства ее после различных режимов термической обработки— втабл.31,58, 59. На рис. 91 показано изменение
Таблица 57
Химический состав [%1 стали типа A1SI-43I [1Х17Н2]
Условное обозначение плавки	С	Si	Мп	Сг	Ni	N	Количество 6-феррита %
А	0,15	0,43	0,88	16,8	2,12	0,008	~10
В	0,16	0,42	0,51	16,2	2,16	0,011	~ 1,0
Д	0,15	0,37 |	0,68	15,9	2J7 1	0,075 ।	С1,0
/57
механических свойств в зависимости от температуры закалки и отпуска [114, 115, 117].
Так как присадка никеля понижает точку мартенситного превращения (Ms) и само превращение у -> а в стали Х17Н2 становится менее активным, то при отпуске этой стали трудно добиться полного смягчения. Чтобы получить при отпуске твердость —250 НВ [113, 114, 120], нагрев при 630—710° С (ниже XcJ приходится вести в течение нескольких часов.
Таблица 58
Влияние термической обработки на свойства стали IX.I7H2
S О) Я О £ ® s	Термическая обработка	Образец		аь	°0.2	б	Ф
да “ о Я й Н о я > О с			И с -V	кГ/мм1		(	"0
А	Закалка с 982° С в масле + отпуск при 260° С	Поперечный	10	142	107	10	12—17
	То же, при 371° С	»				147	120	6	9—12
	» при 371° С	Продольный	»	148	120	9	15
	» при 427° С	Поперечный	—-	145	115	11	27—37
	» при 482°С	»				150	120	—-	2
	» при 482° С	Продольный	—	153	122	8	10
	» при 593° С	Поперечный	—	98	78	15	43
	» при 593° С	Продольный	—	102	80	17	50
В	Закалка с 1038° С в масле + отпуск при 371» С	Поперечный	<1,0	137	93	8	11
Д	То же + отпуск при 371 ° С, 3 ч	Продольный	<1,0	143	101	16	35—41
	То же, 371 ° С, 3 ч	»	—	145	107	13	24—37
	Закалка с 1038° С в масле + охлаждение при —73° С, отпуск при 371 ° С, 3 ч		—	164	122	12	32—39
	Закалка с 982° С в масле + отпуск при 371 ° С, 3 ч	»		151	113	8	12—18
Кроме 6-феррита и мартенсита или продуктов его распада, в стали может быть остаточный аустенит, количество которого увеличивается с повышением температуры закалки.
Охлаждение стали до температур ниже 0° С способствует распаду остаточного аустенита и повышению прочности стали 1X17Н2.
На рис. 92 показана микроструктура стали 1Х17Н2 после различных режимов термической обработки. После закалки с 1300°С на воздухе сталь имеет феррито-мартенситную структуру с некоторым количеством остаточного аустенита (рис. 92, а). 158
Таблица 59
Механические свойства стали 1Х17Н2 при комнатной и высоких температурах
тура ИЯ, с? № О» -€т-/см'
Термическая	м	aS	Д	’	НВ обработка	материал е jf	*
= е	.	кГ/мМ'	% Н£Г	U4	я
1 1. Закалка	Пруток 20	19 700 120 90	8	62	12	375—
с 1030° С в масле,	300 16 700 112 84	8	52	—	321
отпуск при 580° С	450	14 300	92 73	6,5 53	—
500 15 150	95 87 16	64 —
550	—	57 44	9	67 —
600 13 600	38 — 31	87	—
II. Отжиг	Пруток 20	—	80 60	22	61	11	255—
при 680° С	300	—	68	44	17	56	—	302
400	—	— — 1 —	— —
450	—	64	43	17	52	—
500 1 -	- -|	
II. Отжиг	Лист	20	19 900	70	46	15	— —	—
при 680° С	300 16 800	58	35	12	— — I —
450 16 900	54 । 36	9	— —	—
11. Отжиг	Литье 20	—	88	73	12	30 । 6	302—
при 680° С	300	—	76	61	8	23 | —	255
450	—	64	55	8	27	—
III Закалка	Литье	20	—	123 101	6	14	—	352
с 980° С в масле,	300	—	115	97	4	10	—
отпуск при 520°С	450	—	99 i 89	6	12	—
Травление реактивом Мураками на карбиды (рис. 92, б) выявляет преимущественное выделение карбидов в ферритной фазе (более темные поля) по границам зерен. На рис. 92, в показана структура стали после сложной обработки: предварительного нагрева до 1300° С (выдержка 2,5 ч) и последующего 30 мин нагрева при 900° С с охлаждением на воздухе. Темные поля — феррит, совершенно светлые зоны — вновь образовавшийся за счет феррита аустенит и мартенсит с продуктами распада.
На рис. 93 представлена структура стали 1Х17Н2 после нормализации, снятая на электронном микроскопе. На снимке видны иглы мартенсита в ферритной основе, карбиды по границам с ферритной фазой и ферритная фаза.
По химическому составу сталь 1Х17Н2 находится на границе раздела у + 6 (а)-фаз. Поэтому многие плавки при нагреве под
159
Рис. 91. Механические свойства стали 1Х17Н2 в зависимости от температуры закалки и отпуска

160
закалку становятся не полностью аустенитными [114, 118]. Ферритная составляющая (6-феррит) распределяется в стали 1Х17Н2 анизотропно, вытягиваясь вдоль линий обработки дав-
Рис. 92. Микроструктура стали 1Х17Н2 после закалки с 1300° С на воздухе (выдержка 2,5 и), X 1000:
а — травление реактивом Крупп»; б — то же, по после травления реактивом Мураками: в — после закалКн На воздухе с 1300° С (выдержка 2,5 '<) -f- 900° С, ЗО.нкн, воздух. Травление реактивом Мураками. X 1000
лением, что отражается на механических свойствах. Анизотропность структуры и свойств в свое время отрицательно сказалась при использовании этой стали для дисков компрессоров газовых турбин [1181.
11 Химушин 953	1Ь1
Показано, что разрушение происходит преимущественно по б-ферриту, по границам зерен между ферритной и аустенитной фазами, где наблюдается скопление карбидов.
Остаточный аустенит и продукты его превращения имеют лучшее сочетание прочности и пластичности, чем ферритная фаза, особенно по местам выделения карбидов.
В табл. 58 показаны механические свойства на поперечных и долевых образцах трех плавок стали типа 1Х17Н2, имеющих
Рис. 93. Микроструктура стали 1Х17Н2 после закалки с 900° С на воздухе X15000. Мартенсит + -|- феррит+скоагулированные карбиды
(А. П. Акшенцева)
различное содержание б-феррита. Плавки А и В очень близки между собой по химическому составу (см. табл. 57), однако в структуре первой стали имеется около 10% б-феррита.
Повышение содержания азота (плавка Д) способствует образованию полностью аустенитной стали при нагреве под закалку.
Механические свойства стали 1X17Н2 при высоких температурах
В табл. 59 и 60 показаны механические свойства стали 1Х17Н2 при высоких температурах после различных режимов термической обработки.
Максимально допустимой температурой для работы при высоких напряжениях следует считать 400—450° С [1171.
162
В СССР сталь 1Х17Н2 применяется при изготовлении рабочих и спрямляющих лопаток осевых компрессоров газовых турбин, деталей крепления, работающих при температурах не выше 450° С. Эта сталь применяется в термически обработанном состоянии после закалки с 950—1040° С в масле с последующим низким (275 — 375° С) или высоким отпуском (680° С) [1171.
Спрямляющие и рабочие лопатки компрессора также изготовляют методом точного литья по выплавляемым моделям.
Сталь 1Х17Н2 хорошо поддается горячей и холодной штамповке. Температурный интервал ковки 1175—825° С. Охлаждение медленное.
В табл. 60 приведены значения пределов 100-ч длительной прочности и пределов ползучести стали 1Х17Н2.
Таблица 60
Свойства стали 1Х17Н2 при высоких температурах
Термическая обработка	Температура испытания °C	°юо	°1000	°0,2/100
		кГ/.ы‘		
Закалка с 1030’ С в масле и отпуск	20					
при 520’С (пруток)	300	90	—	—
	400	50	64	43
	450	__	—-	28
	500	30	—	—-
То же, при 680’ С (пруток)	300			—	63
	400	—	47	45
	500	—	—	9
Отжиг при 680° С (лист)	300					37
	400	—	—	32
	500	—V.	—	5
Сталь типа 1Х17Н2 обрабатывается резанием, режимы обработки которого даны в работах [114, 1171.
В случае необходимости твердость поверхностного слоя изделий из стали Х17Н2 можно повысить до 58—60 HRC путем газового цианирования или цементации [630]. Однако вследствие малой склонности остаточного аустенита к превращению в мартенсит изделия после закалки с 1020° С в масле следует подвергнуть обработке холодом при температурах —70 или —120°С (цементация) и соответствующему отпуску.
Для цианированных образцов отпуск проводят при 160° С, а для цементированных — при 160° С (62—65 HRC) или 300— 500° С (58—59 HRC). Газовое цианирование при 850° С и после-11*	163
дующая термическая обработка при указанных температурах обеспечивают достаточно высокую коррозионную стойкость.
Сталь Х17Н2 имеет достаточно высокую стойкость против хладноломкости до —70° С после закалки от 950—1040° С в масле и отпуска при 450—680°С [638].
Сварка стали 1Х17Н2
Сталь 1XI7H2 сваривается всеми видами сварки. В качестве присадочной проволоки применяют аустенитные стали 0Х18Н9 или Х18Н12М2 (ЭИ400) с обмазкой НЖС или электроды ЦЛ-11 (св. Х17Н2), ЭНТУ-3 (1Х17Н2) [114, 117, 1201. При сварке плавлением применяются флюсы НЖ-8А, ФИЛ-2, ФН-2. После сварки детали подвергают термической обработке и при необходимости — правке.
Сварные детали из стали 1Х17Н2, предназначенные для работы в коррозионных средах, должны подвергаться термической обработке, состоящей из 30—60-лшн нагрева при 680—700° С и охлаждения на воздухе [120].
Коррозионная стойкость стали 1Х17Н2 подробно освещена в разделе коррозии и работах [119, 120].
Влияние легирующих элементов на свойства 17°/0-ных хромистых сталей
17 %-ные хромистые стали с малым содержанием углерода относятся к полуферритным или ферритным сталям, в которых превращение у -> а происходит только в одной из фаз или совсем не происходит.
Для изменения структуры и получения определенных свойств в 17%-ные стали вводят различные легирующие добавки.
Присадка небольших количеств никеля, марганца, углерода и азота в 17%-ные хромистые стали, расширяя у-область, улучшает закаливаемость стали. Введение их в большем количестве способствует подавлению мартенситного превращения и образованию аустенитной структуры.
Титан и ниобий образуют с углеродом более стойкие карбиды и тем самым способствуют образованию ферритной структуры.
Влияние марганца (от 1,06 до 2,78% при 0,20% С) на механические свойства 15—17%-ных хромистых сталей изучалось в работах [44], никеля [33, 44], молибдена [43, 123—125], вольфрама [43, 2, 122], титана [125].
В работе Ким Чан-Ик исследовалась группа сталей с переменным содержанием углерода 0,04; 0,27; 0,43% с 17% Сг, а также группа с 0,3% С при различных присадках кремния, марганца, никеля и меди при том же содержании хрома.
164
Сталь с 0,04% С имела ферритную структуру, а в стали с повышенным содержанием углерода мартенситное превращение протекает при 200° С и при охлаждении на воздухе она закаливалась.
В табл. 61 приведены механические свойства 17%-ных хромистых сталей с различным содержанием углерода и легирующих элементов.
Таблица 61
Механические свойства 17%-ной хромистой стали с различным содержанием углерода
Содержание, %			%	б	’1’	ak кГм/см-	О х	
углерода	легирующих элементов	кГ/мм?		%			КГ/мМ?	НВ
0,04			49	22	20	68	16,7	24	159
0,27	—-	94	75	10	44	8,7	36	311
0,43	—	92	68	9	35	8,1	36,5	332
0,32	0,36 Si	83,2	57	14,2	48	6,14	32	207
0,25	1,2 Si	82,6	58	14,4	40	4,77	30	217
0,22	1,95 Si	83,5	55	16,4	37	1,23	28	223
0,29	0,91 Мп	89,5	66,9	13,9	50,7	5,70	32	255
0,30	1,34 Мп	79,9	60,1	14,3	53,3	4,38	35	255
0,30	1,92 Мп	90,6	65,4	12,7	42,7	3,98	38	269
0,30	1,0 Мп 1,0 Ni	105,5	82,6	9	33			—
0,29	0,98 Мп 1,64 Си	90,0	72,1	11,2	52	4,16	40	255
Данные по влиянию температуры закалки на твердость и ма-гнитность (табл. 62) свидетельствуют о том, что чем выше температура закалки, тем больше сталь имеет остаточного аустенита.
Наилучшие механические свойства и повышенную коррозионную стойкость в азотной, фосфорной кислотах и морской воде
Таблица 62
Влияние температуры закалки на магнитность и твердость стали с 17% Сг, 0,43% С
Закалка в масле при температуре °C	НВ	HRC	в—н
920	358	39	14 835
1080	495	48	14 610
1150	280	28	4 740
165
по сравнению с обычной 17%-ной хромистой сталью с 0,1% С имеет 17%-ная хромистая сталь с присадкой меди.
Установлено, что присадка кремния повышает точку Ас3 на 70—90° С и понижает критическую скорость закалки. Превращение у -> М протекает в стали с 0,36% Si при 215° С; с 1,2% Si при 190° С и с 1,95% Si при 90° С. Увеличение содержания кремния уменьшает твердость послезакалки с высоких температур. Ударная вязкость с повышением содержания кремния после отпуска при 700° С уменьшается с 5,5 кГ-м/см2 для сталей с 1,2% Si до 1,3 кГ-м/см2 для сталей с 1,95% Si. Понижение ударной вязкости при 700° С и выше связано с образованием силицидов. Коррозионная стойкость в азотной кислоте с повышением содержания кремния ухудшается.
17%-ная хромистая сталь с марганцем обладает высокими механическими свойствами. При закалке с 1140° С в воде сталь с 1,92% Мп имеет достаточно высокую ударную вязкость, при охлаждении на воздухе ударная вязкость сильно уменьшается. Превращение а > ’’ у этой стали протекает при 820—900° С. Сталь с повышенным содержанием марганца имеет несколько худшую стойкость в азотной кислоте и значительно лучшую в 10%-ной фосфорной кислоте. Присадка никеля (1%) при 1 % Мп понижает превращение а -> у при нагреве, который соответствует температурам 740—820° С, и понижает точку A4S до 130° С.
Сталь с 17% Сг; 0,6% С и 2% W для лопаток, работающих при 500—550® С, изучалась в работе [ 122 ]. После закалки с 950° С в масле (или с 1000° С на воздухе) и последующего отпуска при 750—800° С с охлаждением в масле или на воздухе сталь имела следующие механические свойства: <зь 75 кГ/мм2-, crs > 50 кПмм2, 6 > 16%; ф > 35%; изгиб в холодном состоянии более 120° и ударную вязкость > 2 кГ-м/см2. Сталь обладает высокой коррозионной стойкостью в условиях пара и водяной коррозии и хорошей окалиностойкостью до 650° С.
Стали с 17% Сг; 0,5—0,6% С и добавкой 2,0—2,3% Мо двух плавок изучались в работе [123]. Установлено, что сталь 60Х16МА обладает значительно более высокими жаропрочными свойствами, чем стали 1X13, 2X13 и 3X13 при 550—600° С (более чем в два раза). После длительных выдержек сталь с 0,49% С, имеющая в структуре свободные ферритные участки, более склонна к старению и снижению ударной вязкости, чем сталь с 0,6% С.
После закалки с 1150° С на воздухе и отпуска при 800—820° С сталь 60Х16МА имеет: аь = 70 4-77 кПмм2, os = 47ч-54 кГ/мм2, 6 = 22 4-23%; ф = 48% и ak = 1,34-5,4 кГ-м/см2.
В табл. 63 приведены значения пределов ползучести для 17%-ной хромистой стали с 0,6% С и 2,0% Мо.
Свойства стали с 15% Сг; 0,57—0,65 % С и 1,5—1,96% Мо описаны в работе [124].
166
Таблица 63
Пределы ползучести 17%-ной хромистой стали с 0,6% С и 2% Мо
Температура испытания ° С	Деформация %	Предел ползучести, кГ/ммг, за время, ч		
		30 000	60 000	100 000
500	0,5	20,5	14,7	10,4
	0,8	25,5	19,7	15,2
	1,0	28,0	22,2	17,5
550	0,5	6,3	4,5	3,4
	0,8	7,7	5,8	4,5
	1,0	8,5	6,5	5,1
575	0,5	4,0	2,7	2,2
	0,8	5,3	3,6	2,7
	1,0	5,9	4,1	3,0
600	0,5	2,7	2,1	1,7
	0,8	3,5	2,5	2,1
	1,0	3,6	2,8	2,3
17%-ные хромистые нержавеющие стали с высоким содержанием углерода
В зависимости от содержания углерода имеется несколько 17%-ных хромистых сталей марок: А (0,60—0,75% С); Б (0,75— 0,95% С); В (0,95—1,1% С), последняя известна в СССР как марка Х18. Стали с высоким содержанием углерода применяются для изготовления коррозионностойких подшипников в нефтяной промышленности, а стали с меньшим содержанием — для режущего нержавеющего медицинского инструмента.
Эти стали очень чувствительны к появлению трещин при быстром охлаждении после ковки и во время термической обработки. После горячей обработки давлением охлаждение должно быть медленным (в колодцах). Еще лучше перенести горячие детали в нагретую до 700—725° С печь, выдержать их’в течение 3—6 ч, после чего охлаждение не имеет значения.
Закалку проводят в подогретом масле или на воздухе. Для снятия напряжений сразу дается отпуск, но только после охлаждения, когда стали становятся полностью магнитными.
На рис. 94 показано влияние температуры отпуска на твердость, а также на ударную вязкость сталей с 0,40, 0,61 и 1,03% углерода.
Наиболее высокая твердость получается при температуре закалки с 1050—1100° С. Снижение твердости после закалки при
167
более высоких температурах объясняется увеличением количества остаточного аустенита в стали. Наилучшей температурой закалки считается 1000—1050° С. Ввиду наличия легкоплавкой эвтектики в заэвтектоидной стали с 1 % С рекомендуется не допускать перегрева стали при нагреве под закалку и ковку.
Jem ер ату ра отпуска "С
Рис. 94. Изменение твердости и ударной вязкости (по Шарли) в зависимости от температуры отпуска 17%-ных хромистых сталей после закалки в масле с 1038° С (пунктир) и с 1066° С (сплошные):
1 — 0,40% С и 13,30% Сг; 2 — 0,61% С п 17,03% Сг; 3 — 1,03% С и 1 6,92% Сг
Механические свойства 17%-ных хромистых сталей после термической обработки по режимам, указанным в табл. 32, приведены в табл. 64.
Таблица 64
Механические свойства 17%-ных хромистых сталей с 0,6% С
Сталь		°Ь	%,2	ft	V			Изоду,
марки		кГ/'млР		%				ak ло к Г -м
17-НС-60	Закалка Закалка т- отпуск Отжи г	188,3 191,1 70,0	184,8 42,0	2.5 5,0 27,0	3,0 22,0 55,0	575 500 190	56,0 50.0 90,0®	0,55 0,83 5,5
17-НС-90	.Закалка Закалка -|*- отпуск Отжиг	201.6 200,2 74,2	193,9 39,2	1,5 21,0	13,0 42,0	627 532 201	60,0 53,0 92,0*	0,41 0,96 2,9
* Твердость по шкале В.
168
Для режущего медицинского инструмента применяется 13%-ная нержавеющая сталь с 1,0% С и 1,6% Мо марки ЭИ515 |755 ]. Эта сталь закаливается при 1050° С с охлаждением в подогретом масле или на воздухе. Критические точки для этой стали следующие:	= 797° С; Лс3 = 828° С; = 692° С; Дг3 = 745° С.
Глава IX
ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ ПОЛУФЕРРИТНОГО И ФЕРРИТНОГО КЛАССА
17°/0-ные хромистые стали полуферритного класса
Стали полуферритного класса (табл. 65) при высоких температурах попадают в двухфазную область а + у и при охлаждении
или нагреве имеют превращение как в другой фазе изменения не наблюдаются. Типичным примером полуферритной стали является 17%-ная хромистая нержавеющая сталь с 0,10% С марки Х17.
Свойства полуферритныхста-лей в сильной степени зависят от количественного соотношения а- и у-фаз. Чем больше в стали у-фазы при высоких температурах, тем сильнее влияние термической обработки на механические свойства и измельчение структуры. В том случае, когда ферритная составляющая преобладает, сталь приобретает большую склонность к росту зерен при перегреве выше 850° С, что приводит к крупнозернистости и хрупкости (рис. 95), не устраняемой последующей термической обработкой. В связи с этим горячая обра-
ботка давлением полуферритных
заканчиваться при более низких температурах (—790° С), чтобы получить более мелкое зерно. Последующий отжиг при 760—
только в одной из фаз, в то время
Рис. 95. Изменение механических свойств стали с 17% Сг и 0,09% С в зависимости от температуры нагрева
или ферритных сталей должна
169

Таблица 65
Химический состав (%) н применение 17—30%-ных хромистых сталей полуферритного и ферритного класса
Сталь марки по ГОСТ (в скобках — заводская)	С	Si	Мп	Сг	Ni	Другие элементы	Применение
Х17(ЭЖ17)	<0,12	<0,80	<0,70	16,0—18,0	<0,6	<0,025S; <0,035Р	Оборудование азотнокислых заводов (адсорбционные башни, теплообменники Для горячих нитрозных
ОХ17Т (ЭИ645)	<0,08	<0,80	<0,70	16,0—18,0		Т1>(5С) до 0,80%	газов и горячей азотной кислоты, баки для кислот, трубопроводов. Сталь 0X17 более стойкая против межкристаллитной коррозии
X 17М2Т	<0,10	===0,60	<0,80	15,5—17,0	—	1,0—2,0 Мо; 0,5—0,8 Ti	Оборудование химической и пищевой промышленности
Х25 (ЭИ181)	<0,20	<1,0	=<0,8	23,0—27,0	<0,6	—	Аппаратура для растворов гипохлорита натрия, дымящейся азотной и фосфорной кислот
Х28 (ЭЖ27, ЭИ349)	<0,15	1,0	<0,8	27,0—30,0	<0,6	—	То же
Х25Т (ЭИ439)	<0,15	1,0	<0,8	24,0—27,0	<0,6	Ti > (5-С) до 0,80%	Чехлы к термопарам и коррозиоииостойкая аппаратура
Х28АН (ЭИ457, ЭИ657)	<0,15	< 1,0	<1,5	25-28	1,0—1,7	0,18—0,25 N	Печное оборудование и окалииостойкие детали
Продолжение табл. 65
Сталь марки по ГОСТ (в скобках — заводская)	с	Si	Мп	Сг	Ni	Другие элементы	Применение
Х25СЗН (ЭИ261)	<0,35	2,5—3,5	<0,7	23,0—27,0	0,7—1,3	—	Детали печного оборудования несколько повышен ной прочности
X121ОС (ЭИ404)	0,07—0,12	1,8—2,0	<0,7	12,0—14,0	<0.5	1,0—1,8А1	Детали, работающие с пониженной нагрузкой пр® температуре 900° С
Х18СЮ (ЭИ484)	0,15	1,0—1,5	<0,5	17,0—20,0	—	0,7—1.2AI	Трубы пиролизных уста новок, устойчивые в серосодержащих средах
			Некоторые зарубежные стали 1				
Сихромаль 8	scO,12	0,5—1,0	<1,0	6—7	—	0,5—I.0AI	Печное оборудование, ре-куператоры. Жаростойкая до 800° С
Сихромаль 9	<0,12	0,9—1,4	<1,0	12—14	—	0,7—1,2А1	То же, до 950° С. Высокая стойкость в среде топочных газов, богатых серой
Сихромаль 10	scO,12	0,7—1,2	<1,0	17—19	—	0,7—1,2А1	То же, до 1050° С
Сихромаль 11	0,15—0,25	0,8—1,3	<2,0	24—26	3,5—5,5	—	То же, до 1100° С
Сихромаль 12	<0,12	1,2—1,5	<1,0	23—25	—	1,2—1.7AI	То же, до 1200° С
* См. сноску на стр. 676.
800° С после горячей обработки сообщает стали необходимую величину зерна, вполне удовлетворительные механические и технологические свойства (табл. 65—66) и стойкость против коррозии [1,2,5, 10, 11,444,49],
Однако нагрев при этих же температурах (~700—800° С) не устраняет крупнозернистости и часто хрупкости, но вызывает
Рис, 96. Микроструктура (Х100) переходной зоны сварного шва стали Х17 после сварки:
а — ацетплеиокислороднсй; б — электродуговой коагуляцию карбидов и выравнивание концентрации хрома в твердом растворе, что повышает коррозионную стойкость материала и сварных швов.
Сварные конструкции и аппаратура после сварки должны подвергаться обязательной термической обработке, так как непосредственно после сварки в зоне сварки происходит очень сильное «разъедание» стали [1, 11, 1291.
Хрупкость в самом сварном шве может быть устранена применением в качестве присадочного материала стали 23-12, имеющей аустенито-ферритную структуру. В этом случае сварной шов обладает достаточной вязкостью, однако узкая зона около этого шва крупнозернистая (рис. 96) и хрупкая.
17%-ные хромистые стали склонны к некоторому упрочнению и охрупчиванию при нагреве в интервале 400—540° С [61 1:
172
Таблица 66
Механические свойства и режимы термической обработки высокохромистых сталей ферритного и полуферритного класса
Сталь марки по ГОСТ (в скобках — заводская}	Материал	ГОСТ или ЧМТУ	Термическая обработка	Механические свойства					
				НВ	аь	°s	б	Ф	rira.'wj х
					кГ/мм2		%		
По ГОСТ
XI7 (ЭЖ17)	Лист Пруток Толстый лист	5582—50 5949—51 7350—50	Отжиг при 740—780° С, воздух Отпуск при 760—780° С Охлаждение на воздухе	156	50 40 45	25	18 20 18	50	2—8
0Х17Т (ЭИ645)	Лист	5582—50	Отпуск при 760—780° С, охлаждение на воздухе	—	50		18	—	—
Х17М2Т		—	Отпуск при 760—780° С, охлаждение на воздухе	145	45	30	25	75	—
Х18СЮ (ЭИ484)	Пруток	5949—51	Отжиг при 800—850° С, воздух или вода	==£156	50	30	20	50	—
Х28 (ЭЖ27, ЭИ349)	»	5949—51	I. Без термической обработки или отжиг при 750 + +20° С	*—*	45 .	30	20	45	—
			II. Отпуск при 760— 790° С, воздух или вода	140—192	50 50	25	17	55—40	—
	Тонкий	5582—50	Отпуск при 760—780° С,	—		—	17		—
	лист		охлаждение на воздухе						
	Трубы	5582—50	То же	—	45		17		
Продолжение табл. 6&
Сталь марки по ГОСТ (в скобках — заводская)	Материал	ГОСТ или ЧМТУ	Термическая обработка 	— — 	Механические свойсгва					
				НВ	°ь	°s	в	ч>	ь [ КГ-М/СМ»
					кГ /лл<*		%		
По ГОСТ
Х25Т (ЭИ439)	Пруток Лист	5949—51 5582—50	1. Без термической обработки или отжиг при 750± ±20° С 11. Отпуск при 740—780° С, охлаждение на воздухе или в воде	===143	45 50	30	20 17	45	—
Х28АН (ЭИ657)	Толстый лист Лист	5790—57 5790—57	По ЧМТУ III. Отжиг 760—780° С, воздух или вода I. Без термической обработ-		55 66	50	17 11—23	—	—
Сихромаль 8	Лист		ки 11. Закалка с 950° С в воде Зарубежные стали [S23] Отжиг	—	48 45	25	18 20		—
Сихромаль 9		—	»	—	50	30	15	—	—
Сихромаль 10	»	-—	»	—	50	30	12	—	—
Сихромаль 11	»	—™	Закалка	-—	60	40	26	—	—
Сихромаль 12	>	—	Отжиг	-—	50	30	10	—	
в результате кратковременного нагрева сначала резко снижается ударная вязкость, затем после очень длительного нагрева удлинение снижается почти до нуля, а предел прочности увеличивается на 10 кГ/мм2.
17 %-ные хромистые стали обладают более высокой жаропрочностью, чем углеродистая сталь, но практически их следует отнести к категории с низкой жаропрочностью, особенно при температурах выше650—700°С (рис. 97). Они могут применяться в каче
Рис. 97. Изменение пределов ползучести стали XI7 (сплошные) и углеродистой (пунктирные) с температурой испытания:
1 — 1% за 10 000 ч; 2 — 1% за 100 000 ч
Рис. 98. Изменение механических свойств стали Х17 в зависимости от степени обжатия при холодной прокатке
стве жаростойкого материала до 850—900° С, стойкого в среде топочных газов, богатых содержанием серы. Присадки кремния или алюминия способствуют повышению окалиностойкости в атмосфере воздуха и серусодержащих продуктов сгорания топлива (табл. 65). Однако склонность к росту зерна при нагреве выше 800° С и малая жаропрочность ограничивают их применение.
На рис. 98 показано изменение механических свойств стали X 17 в зависимости от степени обжатия при холодной прокатке.
17%-ные хромистые стали с титаном, ниобием и молибденом
Присадка ферритообразующих элементов титана и ниобия к 17%-ным хромистым сталям оказывает положительное влияние на их свойства. Введение их способствует получению однофазной структуры при высоких температурах, а малая растворимость карбидов титана и ниобия, присутствующих в стали, в некоторой ГЬГ>
степени устраняет крупнозернистость при нагреве и сварке и улучшает стойкость стали против коррозии в околошовной зоне.
Эффективность действия титана сказывается только тогда, когда весь углерод переводится в карбиды титана. Последнее может достигаться при содержании титана примерно в 5—6 раз большем, чем содержание углерода.
Аналогичное действие оказывает присадка ниобия, когда содержание его в 17%-ной хромистой стали в 10—12 раз больше
Рис. 99. Влияние температуры нагрева стали Х17 (/) и Х17Т (2) на изменение предела прочности и удлинения
содержания углерода.
В табл. 67 приведены данные по механическим свойствам сталей марок Х17 и Х17Т после термической обработки. На рис. 99 показано влияние
Таблица 67
Механические свойства и химический
температуры нагрева при термической обработке на механические свойства сталей Х17 и Х17Т.
Сталь с титаном с повышением температуры закалки не склонна к упрочнению.
Присадка титана и ниобия к 17%-ным хромистым сталям благоприятно сказывается на механических свойствах сварных швов, особенно после электродуговой сварки [129]. При автогенной сварке этих сталей с титаном и ниобием с применением присадочного материала из стали 18-8 с 0,06% С сварные швы имеют пониженную пластичность, а после электродуговой сварки пластичность и вязкость можно считать достаточной (табл. 68).
Из рассмотрения структур переходных зон в сварном соединении сталей XI7 и Х17Т (рис. 96 и 100) следует, что сталь с титаном не имеет мартенситной составляющей по границам зерен, которая наблюдается у стали Х17.
Таким образом, присадка титана и ниобия, устраняя понижение коррозионной стойкости в сварном шве и в известной мере хрупкость, позволяет более широко применять 17%-ные хроми-/7?
Химушин
Таблица 68
Механические свойства и химический состав сварных швов 17%-ной хромистой стали с Ti и без него (129)
Химический состав, %					Способ сварки	Присадочный материал	Механические свойства				Глубина проникновения коррозии пока ю	ill	еле кипячения о СП	III	в CuSO4+H2SO4 за 200 ч J мм
с 0,10 0,11	Si	Мп	Сг	Ti				os	6. %	Угол изгиба, граД.	
							kTi'mm2		(21 = 11, з ГТ)		
	0,35 0,85	0,47	16,5	—	Без сварки Автогенный Электроду-говой Автогенный Электроду-говой	Х17 Х17 Аустенитный То же	51,1 49,0 49,1 47,2 48,2 56.0 47,5 55,2 37,0 54,1	34 33 33 30 33	24,2 10.0 19,8 9,1 21,0	8; 17, 18 39; 51; 61 49; 40; 40 45,80	
		0,49	17,9	1,24% Ti	Без сварки Автогенный Электроду-говой Автогенный Электроду-говой	Х17Т XI7T Аустенитный То же		36,0 39,0 42,0 30,0 38	23,4 3,0 19,2 3,7 19,3	5; 11; 9 6; 17; 39 10 85; 130	3,0 0,0
‘Оо
Химический состав, %					Способ сварки
С	Si	Мл	Сг	Ti	
0,04	0,44	0,36	18,2	—	Без сварки Автогенный 1 Электроду- > говой	J Автогенный Электроду-говой
0,06	0,04	0,41	16,8	0,88% Ti	Без сварки Автогенный 1 Электроду- > говой	J Автогенный Электроду-говой
Продолжение табл. 68
	Механические свойства				66
					Ж К я . О
Присадоч -		0S	б. %		прони эрозии 1СННЯ f- H2S<
материал	к Г/лш2		(21 = 11, з /Т)	изгиба, граД.	Я * К 0 * * х 41 Ч Ч 3 к й и й m
					
—	40,6	25,4	27,3	—	—
Тот же, что	1 40,0	31,0	4,0	20	—
и основной	1 46,0	39,0	6,4	22; 22; 41	—
Аустенит-	37,0	30,0	3,7	10	3,0
ный					
То же	55,0	39,7	10,6	99; 90; 99	2,8
					
					
—	53,0	35,0	22,1	—	.—.
Тот же, что и основной	{ 51,6	40,3	5,9	15; 33	0
Аустенит-	50,0	35,6	6,0	33; 42; 66	
ный					
То же	55,0	39,7	15,2	132; 180;	0
				180	
стые стали (Х17Т) вместо хромоникелевь1х (1Х18Н9Т и 1Х18Н12Б) даже в тех случаях, когда необходима сварка.
Присадка титана (1,11 и 1,97%) к 17 %-ным хромистым сталям с 0,22% С не оказывает большого влияния на жаропрочность
Рис. 100, Структура сварного шза и переходной зоны стали XI7T, сваренной электродами Л4ОМ. X100
[1301 и пластичность (рис. 101). Добавка 0,25% Ti несколько повышает сопротивление ползучести 17%-ной хромистой стали при 593° С по сравнению со сталью без титана (рис. 102).
Рис. 101. Изменение механических свойств стали с 17% Сг и 0,22% С без титана (/) с 1,11% Ti (2) и 1,97% Т1 (3) в зависимости от температуры испытания
В последние годы в СССР проведены работы по отработке технологии сварки стали Х17Т и изучению коррозионной стойкости сварных швов [15, 120, 140, 449, 4501. Сварку проводили на
12*	/79
стали Х17Т с = 50 кГ/мм*', 6 = 22%; ф = 65%; <7* = 11,3 к.Г-м/см2, ак, , „	=6,5 кГ-м/см2.
’	’‘поперечных
Образцы сваривали электродами ЦЛ-11 и ВП-12-6 с проволокой из стали 1Х18Н9Б и 18-8. В табл. 69 приведены механические свойства металла шва стали Х17Т, сваренного различными электродами, а в табл. 70 и 71 — химический состав металла шва и состав электродов.
Отрицательное действие высокотемпературного нагрева ска-
Врепр, v
Рис. 102. Кривые ползучести при 593° С 17%-пой хромистой стали с 0,22% С без титана и с присадками титана, %
ческого влияния: на расстоянии 2—3 мм от линии сплавления ударная вязкость равна 0,5—1,0 кГ-м/см2, затем она повышается по мере удаления от линии сплавления и на расстоянии более 5 мм ударная вязкость такая же, как в основном металле. Термической обработкой, нельзя улучшить значения ударной вязкости в околошовной зоне, она повышается при эксплуатации деталей в подогретом состоянии (выше 100° С). Порог хладноломкости стали Х17Т находится около 0° С, что видно из следующих данных;
Температура испытания °C
—40 —20
0 +20 + 100
Ударная вязкость кГ.м/см1
0,8
0,9
2,0
12,0
22,0
Сталь Х17М2Т относится к группе ферритных сталей и рекомендуется для изготовления оборудования химической и пищевой промышленности. Она более стойка в уксусной и муравьи-180
Г а б л и и а 69
Свойства сварных соединений стали Х17Т
Применяемый электрод	КГ /,ИЛ1!	я^, кГ -м/см2	Угол загиба град.
ЦЛ-11 (св. 1Х18Н9Б)		50	9,4	180
ВП-12-6 (18-8)		50	11,8	180
ГИАП (18-8)			—	13,4	180
Таблица 70
Химический состав металла шва стали Х17Т
Марка стали	Толщина листа мм	Марка электрода	Химический состав электродов, %						
			С	SI	Мп	Сг	Ni	Nb	TI
Х17Т	8	ЦЛ-11	0,09	0,57	1,45	19,48	7,07	0,88	
X 17Т	8	ВП-12-6	0,09	0,44	0,40	17,83	7,98	—	0,08
Х17НТ	6	ВП-12-6	0,09	0,44	0,38	17,77	6,44	—	0,05
Таблица 71
Состав [%] электродов, применяемых при сварке стали Х17Т
Марка покрытия электродной проволоки
Составляющие	ВП-12-6 (0Х18Н9)	ГИАП (0Х18Н9)	ЦЛ-11 (1Х18Н0Б)	ЭНТУ-3 (0Х18Н9Т)
Мрамор		60			31	45
Доломит .....	—	35	—	—
Плавиковый шпат	29	15	36,5	39
Двуокись титана , .	—	25	4,5	6
Ферросилиций ...	3	5	2	2
Ферротитан		3	—	3	5,5
Ферромарганец	. .	—		4	2,5
Феррованадий	. .	—	20	—	—
Феррониобий	—	—	2	—
Хром металлический	—	—	17	—
Каоли н .	—	—	—	—
Силикат натрия (безводный) 		5		30	30
181
ной кислотах, чем сталь 0Х17Т. Сталь обладает невысокой прочностью и удовлетворительной пластичностью, если имеет мелкозернистую структуру. Последнее достигается в результате горячей обработки при пониженных температурах 1050—700° С и термической обработки, состоящей из нагрева при 760—780° С с охлаждением на воздухе. Сваривается удовлетворительно при применении электродов из аустенитной стали Х17Н13М2Т. Лучше, если электроды будут содержать ниобий вместо титана.
25—30%-ные хромистые стали ферритного класса (сталь Х27)
Стали ферритного класса при нагреве и охлаждении не имеют превращений у и состоят из твердого раствора с а-решеткой.
Типичной сталью ферритного класса является 27—30%-ная хромистая сталь марки Х27, применяемая в качестве жаростойкого материала при изготовлении муфелей печей, реторт, оболочек, термопар и ряда других изделий, где детали в нагретом состоянии не несут больших нагрузок (см. табл. 65—66).
В связи с очень малой растворимостью углерода в феррите при умеренных и низких температурах он в основном находится в виде сложных карбидов хрома и железа. После горячей обработки давлением и термической обработки при 760—800° С карбиды обычно равномерно распределяются в массе феррита.
Ферритные или феррито-карбидные стали при перегреве (выше 850° С) приобретают крупнозернистость и хрупкость, неустра-няемые термической обработкой.
Отпуск при 475° С или медленное охлаждение сообщает стали Х27 еще большую хрупкость, чем полуферритным сталям. Эта хрупкость тем сильнее, чем выше содержание хрома (см. рис. 22—26).
Удовлетворительные механические и технологические свойства сталей ферритного класса получаются в тех случаях, когда они имеют мелкозернистую структуру после горячей обработки и кратковременного отжига при 760—780°С с последующим быстрым охлаждением в интервале температур 450—520° С, вызывающих отпускную хрупкость.
Увеличение длительности нагрева 27%-ной хромистой стали при 475° С повышает прочностные характеристики и снижает удлинение (см. рис. 23). Нагрев при температурах выше 540° С восстанавливает пластичность этой стали (см. рис. 26).
По жаропрочности 27%-ные хромистые стали мало отличаются от низколегированных и углеродистых, но уступают 5%-ным хромистым сталям с молибденом (см. рис. 29).
При температурах выше 800° С полуферритные и ферритные хромистые стали настолько теряют жаропрочность, что часто прогибаются под собственным весом. Поэтому при использовании 182
этих сталей для работы при высоких температурах необходимо
ставить специальные дополнительные опоры.
Существенным недостатком 27%-хромистых сталей является
их большая склонность к росту зерна
выше 800—850° С и образование при сварке грубозернистой структуры, не устраняемой термической обработкой.
На рис. 103 показано [1321 изменение механических свойств 27%-ной хромистой стали в зависимости от
при температурах нагрева
Рис. 103. Изменение механических свойств стали Х27 после горячей прокатки (а): отпуска при 760° С и охлаждения на воздухе (б) и изменение пластичности (в), t — число скручиваний; 2 — крутящий момент
температуры испытания, а на рис. 104—вид’образцов после испытания на растяжение и удар при различных температурах. При £0° С образец ломается очень хрупко, повышение температуры 183.
испытания до 200° С сообщает стали повышенную ударную вязкость [132, 135]. Поэтому испытания на изгиб, вытяжку и обработку давлением деталей из стали Х27 необходимо проводить в подогретом или горячем состоянии.
В работах [1,5, 15, 49, 131 ] отмечается, что низкотемпературный режим прокатки сталей Х27 и Х27Т (1000—720° С) с охлаждением на воздухе и последующий высокий отпуск 5—12-лш
Рис, 104. Ударная вязкость образцов из стали Х27 после испытания при различных температурах, СС:
1 — 20; 2 — 300: з — 500; </ — еоо; 5 — тоо; б — 800; 7 - эоо; а — 1 000; 9 — Н00;
10  1200
листов в течение 12 —16 ч при 760—780° С с охлаждением каждого листа в воде обеспечивает получение следующих механических свойств: ab = 54 кГ1мм?\ os = 25 кГ/мм2 и ak= 3,3—3,6 кГ-м/см2.
Ферритные стали с 27% Сг вследствие их большой склонности к охрупчиванию при повышенных температурах применяются очень редко в качестве жаростойкого материала. Они находят применение в аппаратуре для переработки газов при синтезе спиртов, в которой никель является своего рода ядом для катализаторов или каталитически разлагает продукты реакции не в том направлении, в котором требуется.
Для уменьшения склонности 27%-иых хромистых сталей к росту зерна при нагреве к ним часто добавляют азот [135 и 136].
27%-ные хромистые стали обладают очень высокой стойкостью против окисления и против газовой коррозии в атмосфере про-/84
дуктов сгорания топлива с повышенным содержанием серы, но малой жаропрочностью.
В СССР трубы из 27%-ной хромистой стали широко применялись в прямоточных котлах для продувки, но были случаи, когда они вследствие перегрева под собственным весом сильно прогибались.
Благодаря высокому содержанию хрома стали этого типа имеют несколько более высокое сопротивление коррозии в органических кислотах [1, 49, 456—458].
В азотной кислоте, морской воде они имеют примерно такую же стойкость, что и 17%-ные хромистые стали Х17 и Х17Т.
При сварке стали Х27 можно применять электроды того же состава, что и свариваемый металл, но после сварки для повышения вязкости сварного шва и околошовной зоны желательно сварное изделие подвергать отпуску при 760—800° С [1331. Однако чаще всего в качестве присадочной проволоки применяют хромоникелевые аустенитные стали 25-20 и 25-12. Во избежание растрескивания во время сварки в связи с хладноломкостью сварку следует вести с подогревом изделия до 150—200° С. В качестве электродной проволоки рекомендуется аустенито-ферритная сталь состава: 0,10% С; 0,8—1,0% Si; 3 % Мп; 22—24 % Сг; 1,5% Ni; 0,22% N2 [133].
Считается, что наплавленный металл из этого электрода по физическим свойствам более близок к хромистым сталям ферритного класса. Иногда многослойную наплавку сварного шва ведут различными электродами; сначала наплавляют хромоникелевую сталь типа 27-4 и затем заваривают сталью 25-20. Если требуется, чтобы рабочая сторона была из ферритной стали того же состава, то один-два слоя наплавляют ферритными электродами, а заканчивают аустенитными.
Влияние легирующих элементов на структуру и свойства 25—30%-ных хромистых сталей
Подробно изучалось [134] влияние углерода, хрома, кремния марганца, никеля, серы и фосфора, вводимых в пределах марочного химического состава, на механические свойства и изменение параметров решетки a-твердого раствора.
Установлено, что изменение содержания всех элементов в пределах марочного состава, кроме марганца, не оказывает существенного влияния на механические свойства 27%-ной хромистой стали.
В работе [135] изучалось влияние легирующих элементов (Сг, С, Si, Мп, Ni) на образование аустенита при высоких температурах в 25—30%-ной хромистой стали. Предложена формула, определяющая пределы минимального содержания хрома
185
Для того, чтобы в сталях этого типа не образовывался аустб-нит:
% Сга = % Сг + 4 % Si — 22 % С — V2% Мп - 1,5% Ni —30% N2.
На рис. 105 показано влияние содержания хрома и температуры нагрева на положение границы раздела ферритной области
Рис. 105. Влияние хрома и температуры нагрева сталей на границу раздела ферритной и аустенито-ферритной областей
и аустенито-ферритной, а на рис. 106 — влияние углерода, марганца, никеля и кремния на эту границу.
Введение кремния в 20—27%-ные хромистые стали способствует улучшению их жаростойкости при высоких температурах и особенно в атмосфере с повышенным количеством серы. В связи с этим кремнийсодержащие нержавеющие литые и деформированные стали широко применяются для изготовления различных частей печей, работающих при температуре выше 600° С.
Введение кремния в 27%-ные хромистые стали способствует увеличению роста зерна и поэтому считается нежелательным. Присадка кремния к хромистым сталям способствует улучшению свариваемости. Однако после сварки изделия, работающие при комнатных температурах, необходимо подвергать отжигу для устранения хрупкости. В тех случаях, когда детали работают при температурах выше 500° С, термическая обработка не обязательна, так как отпуск будет происходить в процессе работы деталей. В сталях, имеющих высокое содержание хрома, введение кремния способствует образованию 6-фазы.
186
Хромистые стали с присадками кремния широко применяются
раздела ферритной и аустенито-ферритной областей. Сталь с 30% Сг
Влияние титана, тантала и ниобия на свойства 25—30%-ных хромистых сталей
Введение титана, тантала, ниобия и азота препятствует росту зерна 30%-ной хромистой стали при нагреве. Наиболее эффективное влияние оказывают ниобий и тантал. Нагрев до 1300° С в течение 4 и 96 ч не вызывал значительного укрупнения зерна (рис. 107) [136—1381.
В работе [138] получены аналогичные результаты при введении ниобия и тантала в 24%-ную хромистую сталь. Отмечается, что при сварке такой стали не наблюдается столь резкого укрупнения зерна, как у хромистой стали без ниобия. Присадка ниобия и тантала повышает механические свойства хромистой стали при высоких температурах.
187
Согласно данным [136 и 137], присадка титана незначительно повышает предел прочности и сопротивление скручиванию при 1000—1250° С и понижает пластичность. (При комнатных температурах действие ниобия и титана обратное.) При нагреве выше
Рис. 107, Влияние титана, тантала, ниобия и азота на рост зерна 30%-ной хромистой стали при нагреве: пунктирные линии — длительность нагрева 4 ч; сплошные — 96 ч [137]
1150аС пластичность резко падает и зерно растет. Температура начала горячей обработки давлением должна быть ниже 1150° С, а конца —при ковке и прокатке — должна быть -^700н-750° С.
Малое сопротивление деформации 27%-ной хромистой стали позволяет вести прокатку, прошивку труб при относительно низких температурах.
Присадка титана к 25—30%-ным хромистым сталям способствует некоторому измельчению зерна в зоне, смежной с наплав-188
ленным металлом, что объясняется некоторыми исследователями образованием оксидов или нитридов титана.
Присадка титана (0,3—0,45 %) в литье или наплавленном металле способствует устранению столбчатой дендритной кристаллизации. Введение больших количеств титана в эти стали отрицательно сказывается на качестве сварных швов вследствие уменьшения жидкотекучести металла и снижения механических свойств.
Стали Х25Т и Х28АН
Сталь Х25Т обладает примерно теми же свойствами, что и 25—30%-ные хромистые ферритные стали (см. табл. 65—66).
Несмотря на положительное влияние титана, нагрев стали при высоких температурах (выше 1000° С) сильно снижает ударную вязкость и несколько меньше предел прочности, что хорошо видно из данных рис. 108 [121 ]. Последующая термическая обработка при 760—780° С с охлаждением в воде несколько уменьшает предел прочности и не изменяет ударной вязкости.
Однако при замедленном охлаждении сталь Х25Т склонна к очень быстрому охрупчиванию, что хорошо видно из данных рис. 108, б—д. Кратковременный нагрев стали при 780° С восстанавливает ударную вязкость стали, определяемую при комнатной температуре (рис. 108, г) [726].
Приведенные на рис.109 изменения механических свойств стали Х25Т свидетельствуют о том, что сталь при температурах выше 600° С обладает незначительной жаропрочностью и высокими пластическими свойствами.
При сварке высокохромистых сталей Х25Т и Х28АН (Х28НА) необходимо соблюдать ряд предосторожностей, к которым относятся также определенные требования к качеству металла в состоянии поставки [226]. Металл при испытании образца вокруг оправки, равной толщине листа, должен иметь следующие свойства: оь 48 кГ/мм2-, 6 > 18%,	> 5 кГ-м/см2 и угол загиба
не менее 180°.
Перед сваркой металл подвергается испытанию на межкристаллитную коррозию в сернокислом растворе медного купороса (метод А) при кипячении его в течение 120 ч. Если металл выдерживает пробу на загиб при 100° С на угол 90°, то его можно сваривать.
Сварку проводят электродуговым способом с применением электродов из проволок сталей Св. Х25Н13, Х25Н5Б и Х27Н4А с обмазками ЭЗБ, Э40 и ЭНТУ-3 соответственно. Первые два электрода используют для сварки стали Х25Т, предназначаемой для работы в азотной и фосфорной кислотах при температурах не выше 70° Сив уксусной — не выше 40° С [179, 450 ].
Если сварные соединения из стали Х28АН подвергнуть 0,5— 2 ч отжигу при 930—950° С, то коррозионная стойкость шва
189
улучшается и изделия могут работать в азотной, уксусной и фосфорной кислотах вплоть до температур кипения.
Металл шва и сварного соединения должен удовлетворять требованиям прочности, приведенным в табл. 72.
состояние (Jucffl нагревов
Рис. 108. Свойства стали Х25Т в зависимости от:
Врешг Выдержи, пин
а — термической обработки (темные кружки — многократный нагрев до 1000’ С с охлаждением на воздухе; светлые кружки — нагрев до 1000’ С, охлаждение на воздухе + -|- нагрев при 760—780“ С с охлаждением в воде); 6 —температуры старения (выдержка 8 «); « - выдержка при 475° С; г — то же, при различных температурах испытания хладноломкости (смещение порога); д — выдержка при 780’ С
При сварке каждый последующий валик шва выполняют после охлаждения предыдущего до 70—150° С, во избежание растрескивания основного металла в зоне термического влияния произволе
дится обивка шлака. Все операции гибки, правки и др., связанные с приложением ударных нагрузок, следует производить с подогревом металла до 150—250° С. Это особенно важно для чисто ферритной стали Х25Т и в меньшей степени — для стали Х28АН.
Рис. 109. Изменение механических свойств стали Х25Т в зависимости от температуры испытания
Минимальные значения механических свойств сварных соединений из сталей Х25Т, Х28АН
Таблица 72
Применяемый электрод	Наплавленный металл		Сварное соединение	
	кГ/мм*	д. %	кГ/мнг	д. %
ЭЗБ (Св. Х25Н13) . . .	50	20	48	6
340 (Х25Н5Б)		55	16	48	5
ЭНТУ-3 (Х27Н4А) . . .	55	18	48	5
191
Глава X
17—ЗО°/о-ные ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ С АЗОТОМ
Влияние азота на структуру и свойства хромистых сталей
Азот в небольших количествах присутствует в стали в виде примеси, попадая в нее при плавке из атмосферы и шихты. Ранее влиянию примеси азота на свойства стали не придавалось значения. Однако, как показывает опыт, этим пренебрегать нельзя, особенно в отношении высоколегированных хромистых и хромоникелевых сталей, выплавляемых в дуговых электропечах. Так как азот как аустенитообразующий элемент в 20—30 раз действует сильнее, чем никель, то небольшие его количества (—0,0'6%') уже достаточны для изменения структуры [141, 142, 144].
Присадка азота к ферритным хромистым сталям способствует появлению при высоких температурах двухфазной области аустенит + феррит и превращению аустенита в мартенсит, что отрицательно сказывается на механических свойствах сталей при комнатных температурах.
Присадка азота к полуферритным сталям типа Х17 сообщает стали способность к превращению у -> а (вернее у -► М) с полным исчезновением ферритной фазы. Стали с 12 —16% Сг и до 0,2% С с присадкой до 0,2% N полностью закаливаются на мартенсит и после отпуска при 150—200° С обладают более высокой прочностью и ударной вязкостью, чем стали без азота.
Азот часто используется при азотировании, а так же как легирующий элемент в качестве заменителя никеля в хромистых и хромоникелевых сталях.
В первом случае азот, насыщая поверхность железа или легированных сталей, сообщает им высокую поверхностную твердость, связанную с образованием высокодисперсных выделений нитридов различного типа.
На рис. 110 показано влияние азота на расширение у-области при введении его в железохромистые стали в количестве по отношению к содержанию хрома.
Отмечается большая разница во влиянии азота на свойства низколегированных сталей и высоколегированных нержавеющих и жаростойких. В высоколегированных сталях он обладает значительной растворимостью и образует стойкие нитриды, особенно в присутствии титана, ниобия и некоторых других элементов. Растворимость азота в расплавленных железохромоникелевых сплавах зависит от содержания хрома и никеля, что хорошо видно из данных, приведенных на рис. 111. Растворимость азота в расплавленной стали определяли при 1600°-С. Как видно, хром способствует повышению растворимости азота в его сплавах с железом, 192
а никель — понижению растворимости. Растворимость азота уменьшается с понижением температуры. При температуре плавления хромоникелевых сплавов растворимость азота уменьшается примерно на 0,01 % против значений, показанных на рис. 111.
По данным Фрёнкса [143], азот вводят в сталь в виде феррохрома, сильно насыщенного азотом, в количествах, зависящих от содержания ^рома в стали:
Для 12%-ной хромистой стали .... 0,06—0,10%
» 17%-ной	»	»	.... 0,08—0,16%
» 20—25%-ной »	»	.... 0,15—0,25%
Можно принять более упрощенное соотношение между азотом
и хромом, равное 1 : 100.
Азот оказывает благоприятное зерна ферритной стали (см. рис.
Рис. ПО. Влияние азота в системе железо—хром на расширение у-области:
1 — без азота; 2 — с азотом
влияние на изменение величины
107). При длительном высоко-
Рис. 111. Растворимость азота в хромистой и хромоникелевой стали при 1600° С в зависимости от содержания хрома (цифры у кривых — содержание никеля в стали, %)
в стали не происходит очень заметного роста зерна 1144 —148]. В чисто ферритных сталях азот не оказывает столь сильного влияния на рост зерна.
Так как хром сильно подавляет превращение аустенита в мартенсит, то при охлаждении хромистые стали с азотом могут иметь какое-то количество остаточного аустенита. Например, сталь с 23—25% Сг при повышенном содержании азота (0,25%) при закалке с 1100° С в воде имеет двухфазную аустенито-ферритную структуру. При нагреве такой стали в интервале температур 450—800° С аустенит распадается на феррит и карбиды или ни-
13 Химушин 993
Триды [144—1461. Присадка небольших количеств никеля (1,5%) или марганца (3,0%) препятствует распаду остаточного аустенита, и сталь становится аустенито-ферритной при охлаждении до комнатной температуры, имея около 50% аустенита. Сталь с 25% Сг; 0,25% N и 1,5% Ni не склонна к сигматизации при нагреве в интервале 600—900° С [1451, т. е. присадка азота смещает границу сигматизации в сторону более высоких содержаний хрома.
В наплавленном металле сварного шва и в отливках азот полезен тем, что тугоплавкие нитриды способствуют образованию центров кристаллизации и устранению столбчатой кристаллизации [147].
С повышением температуры разливки сталей влияние азота на измельчение зерна сильно уменьшается, что, вероятно, связано с растворением частиц (нитридов AIN, цианидов и других видов нитридов), являющихся центрами кристаллизации. Азот замедляет рост зерна в хромистых и других сталях при работе их при высоких температурах. Это связано с влиянием двухфаз-ности стали и наличием частичек нитридов и цианидов [144].
Кольбек и Гарнер [144] исследовали хромистые стали с 20— 23% Сг и присадками до 0,25% N. Они установили, что в изломах слитков с высоким и н изким содержанием азота н е наблюдается заметной разницы в величине зерна. Слитки с высоким содержанием азота, большим чем 1 : 100, получаются с большими радиальными пузырями. Такие слитки удовлетворительно ковались при 1100—1200° С, при более высокой температуре ковки появлялась крупнозернистость, а при более низкой — возникали внутренние трещины. Механические испытания показали, что стали с высоким содержанием азота после закалки с 1100—1150° С обладают наибольшей ударной вязкостью. Особенно благоприятное влияние на повышение ударной вязкости оказывает присадка никеля (1 %) совместно с азотом (рис. 1L-2). Хромистая сталь с азотом и никелем имеет тонкий волокнистый излом и ударную вязкость 17,3 кГ •м/смг. Хромистая сталь без азота и с тем же количеством никеля имеет грубозернистую структуру и низкую ударную вязкость.
Если закаленные при 1100—1150°С образцы подвергнуть отпуску, то нагрев до 400° С не вызывает существенных изменений уда.рной вязкости; при дальнейшем повышении температуры наблюдается сильное снижение ударной вязкости, и после отпуска при 800° С стали становятся очень хрупкими. В сталях с низким содержанием азота длительный нагрев при высоких температурах вызывает рост зерен, что не наблюдается в сталях с отношением содержания азота к хрому в количестве 1 ; 100.
По механическим свойствам стали с 23 и 25% Сг и высоким содержанием азота после закалки при 1100—1200° С приближаются к хромоникелевым сталям типа 18-8. Сталь с 23% Сг, 1 % N i и 0,25 % N имела аустенито-ферритную структуру и следую-194
щие механические свойства: Оь — 70 кГ1мм2“, 6 = 58—76% и ф = 58—66%. После отпуска при 800° С в ферритной фазе наблюдалось выделение в субмикроскопическом виде нитридов, сообщавших стали хрупкость, а в аустенитной фазе — распад аустенита до мартенсита.
Присутствие никеля в небольшом количестве (~1%) сообщает аустениту большую устойчивость в отношении распада.
Рис. 112. Влияние температуры закалки на изменение ударной вязкости 25%-ных хромистых сталей с 1% N1 и различным содержанием азота, %:
I — 0,25; 2 — 0.31; 3 — 0,11; 4 — 0,12
Кольбек и Гарнер указывают, что 25%-ная хромистая сталь с 1,0% Ni и 0,25% N обладает такой же коррозионной стойкостью в ряде химических сред, как и сталь типа 18-8, высокой жаростойкостью, хорошо обрабатывается резанием и давлением в холодном состоянии.
Содержание азота в стали в отношении J/100 к содержанию хрома улучшает сварочные характеристики сталей. В сталях с 17—20% Сг уменьшается грубозернис-тость в зоне, смежной с наплавленным металлом. Однако достаточная вязкость в сварных соединениях может быть достигнута только после дополнительного отпуска при 760° С [133, 149].
Благодаря присадке азота к стали или введению азотсодержащих сплавов в покрытие улучшаются сварочные характеристики 25%-ной хромистой стали 1133].
При сварке хромистых сталей азот может сильно поглощаться из атмосферы, что в значительной степени зависит от покрытия и метода сварки. При тонком покрытии электрода при сварке 13*	195
28%-ной хромистой стали из атмосферы поглощалось азота до 0,52%, при толстом — до 0,17% [150].
При длительном высокотемпературном нагреве высокохроми-стые стали активно поглощают азот.
В структуре ферритной стали с 0,29% N, 30,9% Сг после длительного нагрева при 1100° С видны отдельные иглы, а при 1200° С в поверхностном слое появляются характерные двойники аустенита. В переходной зоне, после аустенита, наблюдаются промежуточные структуры, мартенсит, сорбит, перлит.
В сталях полуферритного класса поглощение азота действует аналогично, вызывая исчезновение ферритной фазы и образование аустенитной. Это еще раз указывает на влияние азота как аустенитообразующего элемента.
В хромалях действие азота несколько иное. Нитрид алюминия более устойчив, чем нитриды хрома. Поглощенный азот сначала связывается в виде нитрида алюминия и влияет на раствор только тогда, когда весь алюминий связан в виде нитрида. Нитрид алюминия устойчив до очень высоких температур и не растворим в железо-хромистой эвтектике, в то время как нитриды железа и хрома либо распадаются при 600—900° С, либо переходят в твердый раствор железохромистой эвтектики.
Наибольшее практическое применение нашли хромистые аустенитные стали с 22—28% Сг и с присадками 0,20—0,30% N и 1 — 3% Ni: ЭИ457, ЭИ499, ЭИ657 и Х28АН.
Хромоникельазотистая сталь марки Х28АН (ЭИ657)
Эта сталь известна давно, но в СССР начала применяться в последнее время (см. табл. 65—66).
Сталь Х28АН имеет аустенито-ферритную структуру [154], достаточно хорошие механические свойства и отличается от хромоникелевых сталей типа 18-8 и 18-8 с Ti более высоким пределом текучести и значительно меньшими пластическими свойствами (табл. 73). Сталь хорошо сваривается и имеет высокие прочностные свойства в сварном шве. Свойства образцов, вырезанных в продольном и поперечном направлениях, сильно отличаются, что связано с обособленным расположением аустенитной н ферритной фаз и их ориентировкой вдоль и поперек направления деформации (прокатки).
Эта сталь имеет достаточную прочность при кратковременных испытаниях до 450—500° С (рис. 113). При более высоких температурах ее прочностные свойства резко падают: при 700° С и напряжении 8 кГ/мм1 время до разрушения образцов из стали Х28АН было 2—3 ч. Испытания на термическую стойкость показали, что она не склонна к трещинообразованию, т. е. обладает высокой стойкостью к теплосменам.
196
90
20	150200 000 600 500 600 700 800 900
Температура испытания,°с
Рис. 113. Изменение механических свойств сталей марок ЭИ457 (/), ЭИ657 (2) и 1Х18Н9Т (3) в зависимости от температуры испытания
Таблица 73
Механические свойства стали Х28АН и сварных соединений (по данным Д, А. Одесского)
(0,9% С; 0,30% Si; 0,37% Мп; 28% Сг; 1,52% Ni; 0,29% N)
Состояние материала	ab кГ/>ш<		6. %	Р. кГ
Горячекатаный Холоднокатаный Сварка: атомноводородная . . , кислородно-ацетиленовая электродуговая . . . . Точечная сварка листов толщиной, Л4Л1: 0,75	 1,4	 1,8	 3,0		62 67 58—63 56—67 59—69	46 50 41—55	11—22 11—23 17—24	605—715 907—1200 85 2700—3550
19?
Сталь Х28АН не имеет склонности к межкристаллитной коррозии и обладает высокой коррозионной стойкостью в ряде химических и пищевых сред. Благодаря высокому содержанию хрома она обладает высоким сопротивлением окислению до 1000° С. Потери на окалину при нагреве на воздухе до 1000° С не превышают 1 г/м2-ч,
Глава XI ХРОМОАЛЮМИНИЕВЫЕ СПЛАВЫ НА ЖЕЛЕЗНОЙ ОСНОВЕ
Влияние алюминия на структуру и свойства хромистых сталей
Введение алюминия в железо и в железохромистые сплавы действует как и хром, т. е. ограничивает у-область. Влияние алюминия значительно сильнее влияния хрома и кремния, что
Рис. 114. Влияние элементов на ограничение у-об-ласти в системе железо—алюминий
можно видеть из сравнения диаграмм состояния систем Fe—Al, Fe—Сг и Fe—Si (рис. 114). При введении 1 % А1 в железо у-область исчезает совсем, в то время как при добавке хрома такой же результат наблюдается лишь при введении его —13%.
Присадка алюминия способствует повышению жаростойкости железоалюмипиевых, а также и железохромоалюмияиевых спла-198
bob, однако первые сплавы не нашли большого практического применения.
Влияние хрома и алюминия на жаростойкость сплавов при различном соотношении этих элементов тем больше, чем.выше их содержание. Сталь с 10% А1 (без хрома) получает достаточную жаростойкость до 1100° С. С увеличением содержания хрома в стали требуется меньшее количество алюминия, чтобы получить сплав с высокой жаростойкостью.
При содержании —35% Сг и ~7% А1 получается сплав, обладающий чрезвычайно высокой жаростойкостью до 1300° С.
Защитное действие алюминия обусловлено тем, что на поверхности металла или сплава образуется очень прочный слой окислов алюминия, который защищает лежащий под ним слой железа от действия нагретых газов. Чистые железоалюминиевые сплавы сравнительно мало применяют; их используют преимущественно для литья. Железо и сталь, покрытые алюминием, применяются в виде алитированных изделий.
Существенными недостатками железоалюминиевых сталей с 10% А1, обладающих высокой жаростойкостью, являются исключительно плохая ковкость и хрупкость. Для устранения этих недостатков вводили различные легирующие присадки (титан, ниобий) и при легировании стали 1% Ti, 0,10% (Та 4~ Nb) получили некоторое повышение ударной вязкости [151 ]. Однако эти стали нельзя отнести к категории ковких. Присадка бора оказала положительное влияние на улучшение ударной вязкости, но отрицательно сказалась на жаростойкости железоалюминиевых сплавов.
В работе [636] предлагается малоуглеродистая железоалюминиевая сталь с 7—8% А1, 1,7—2,0% Сг и 1,0—1,35% Si в качестве жаростойкого материала подовых плит печей, работающих при 950—1050° С, вместо плит из высокохромистых и хромоникелевых сталей Х25, X23HI3, Х23Н18 и др. Подовые плиты из этой стали работали более 3 лет. В работе [756] приведены краткие сведения по алюминиевым жаростойким чугунам с более высоким содержанием алюминия (чугаль и др.).
Наибольшее распространение в отечественной промышленности получили железохромоалюминиевые сплавы (табл. 75) в качестве нагревательных элементов электропечей и жаростойкой арматуры (151 — 153, 156—162).
Железоалюминиевый сплав типа Fe—6А1 применяется в качестве окалиностойкого листового материала при изготовлении деталей газовой автомобильной турбины фирмой Крайслер [828].
Этот сплав относится к ферритным, имеет меньшую жаропрочность при высоких температурах, чем 13%-ная хромистая сталь (табл. 74), но очень высокую окалиностойкость (до 1260° С). После 2000-4 нагрева при 1200° С сплав имел очень незначительные потери веса от окисления, тогда как сталь 18-8 обеспечивала достаточную окалиностойкость при температурах до 925° С.
199
Т а б л и ц а 74
Свойства сплава Fe-6Ai в сравнении с другими нержавеющими сталями
Марка	Температура испытания “С		°3	6, %
		кГ;	ЛМ£2	
Fe-6A1	20	45—52	32—35	25—35
	704	10,5	10	65
X 17 (A1S1—430) .	20	49—63	28—31	20—30
	704	10,5	5,6	64
18—8 (A1S1—304)	20	56—66	24—3!	55—60
	704	25	8	37
Детали камеры сгорания из сплава Fe—6А1 хорошо свариваются аргоно-дуговой сваркой.
Эти сплавы обладают свойствами, характерными для однофазных сплавов с ферритной структурой. При нагреве до высоких температур сплавы обладают исключительной склонностью к росту зерна и становятся очень хрупкими. Эта хрупкость весьма неприятна при выплавкесплавов, в меньшей степени она проявляется у сплава Fe-30-5, и для ее устранения требуется точное ведение технологического процесса.
При работе сплавов в виде нагревательных элементов электропечей они после нагрева при высоких температурах становятся настолько хрупкими, что часто при ремонте очень трудно провести демонтаж печи, так как они разрушаются. Эти сплавы не содержат дефицитного никеля и значительно дешевле нихромов, поэтому при ремонте целесообразно заменять старые секции нагревательных элементов новыми.
Практика показала, что в тех случаях, когда жаростойкие детали из этих сплавов не подвергаются ударным нагрузкам, особенно в холодном состоянии, они прекрасно работают много лет, несмотря на то, что в изломе имеется очень крупное зерно. Сплавы с малым содержанием углерода обладают ферритной структурой, а с повышенным содержанием углерода — феррито-карбидной. В табл. 76 приведены механические и физические свойства сплавов, применяемых в качестве элементов высокого сопротивления. Механические свойства определены на проволоке диаметром около 5 мм и .цисте толщиной 2,5 мм [155].
Влияние температуры на изменение механических свойств Fe-30-5 и величины зерна холоднотянутого сплава приведено на рис. 115. На рис. 116 приведены кривые изменения механических свойств железохромоалюминиевых сплавов типа Fe-13-4 и Fe-30-5 в зависимости от длительности выдержки. Срок службы этих 200
Таблица 75
Химический состав [%] и применение 12—25%-ных хромоалюминиевых сплавов
Сталь марки по ГОСТ 9232—59 (в скобках — заводская)	с	Si	Мп	Сг	Ni	Al	Применение
X 13104 (ЭИ60)	sgO,15	==£1,0	=£0,7	12,0— 15,0	<6,6	3,5-5,5	Проволока и лента для нагревательных элементов, бытовых приборов и реостатов. Окалиностойкие до 1000° С
0Х23Ю5	^0,06	==£0,7	=£0,5	21,5— 24,5	=£0,6	4,5-5,5	Проволока и лента для промышленных и лабораторных печей, бытовых приборов, реостатов и для спиралей свечей накаливания. Окалиностойкие до 1200"С
0Х23Ю5А (ЭИ698)	sg0,05	<£0.6	=£0,3	21,5— 23,5	=50,6	4,5—5,2	То же, но для большего срока службы
0Х27Ю5А (ЭИ626)	<g0,05	=£0,6	=50,3	26,0— 28,0	=50,6	5,0—5,8	Проволока и лента для высокотемпературных промышленных и лабораторных печей. Окалиностойкие до 1300° С
(ЭИ595)	<g0,05	=£0,6	=50,3	21,5— 23,5		4,3—4.8А1; 0,80Zr	Трубы окалиностойкие
Таблица 76
Механические и физические свойства железохромоалюминиевых сплавов омического сопротивления
Сталь марин	Состояние	Механические свойства				Физические свойства				1 Температура начала интенсивно-1 1 о окисления, ®С
		5. У £	% '0 1 1		число гибов на 180°	К/г1ГК- tro '0	О) а	ср ц и	температура плавлен ия,°C	
1X1 ЗЮ4	1. Горячекатаный	68—74	5-7	50	1—6	1,20— 1,26*	0,03	—		900 1000*
	11. После 10 мин., 720—740“ С, охлаждение на воздухе (лист)	58	23	48	8-11			5		
1Х27Ю5	I. Горячекатаный	72	3—8	16—19	0,5	1.4	0,06	17	1493	1250
*	10 мин,, 760“ С, вода	82	16	52	5,0	1,4	0,06	17	1493	1250
0Х23Ю5	То же	—			—	1,37	—		—	1200
0Х23Ю5А	»	—-	—	—	—	1,35	—						1200
0Х27Ю5А		—	—	—	—	1,42	—	—	—	1300
* Проволока и лента .
сплавов в основном зависит от температуры, и во время работы при очень высоких температурах он значительно сокращается (рис. 117). Для оценки срока службы служило время, необходимое для разрушения (полного перегорания) проволоки диамет-ром'0,4 мм при пропускании через нее тока при определенной температуре [151 ].
Сплавы типа Fe-30 Cr-5 А1 обладают высоким сопротивлением коррозии при высоких температурах в атмосфере, содержащей большое количество серы, где нихром совершенно неприменим. Нагревательные элементы из этих сплавов имеют хорошую стойкость в окислительной атмосфере.
Восстановительная атмосфера, состоящая в большинстве случаев из водорода, окиси углерода и углекислоты, способствует обогащению углеродом нагревательных элементов и приводит к резкому сокращению срока их службы. Атмосфера, содержащая большое количество воды, и атмосфера светильного газа также влияют отрицательно на продолжительность службы нагревательных элементов. Атмосфера печи, содержащая окись углерода или углекислый газ, при отсутствии водорода действуют менее интенсивно. Чистый азот и азот воздуха, хотя и реагируют с металлом нагревательного элемента, не так опасны.
202
При длительном нагреве сплавы также поглощают азот, од-
нако его влияние несколько иное, чем в высокохромистых сталях без алюминия. Нитриды алюминия более устойчивы, чем нитриды
хрома, что хорошо определяется теплотами их образования.
Теплота образования нитрида в то время как нитрида железа
Рис. 115. Влияние температуры нагрева холоднотянутого сплава Fe-30-5 на изменение величины зерна и механических свойств
алюминия равна 56 000 кал, 3000 кал, а нитрида хрома 24 500 кал.
Поглощенный азот связывается в виде нитрида алюминия и действует на раствор
длительность нагрева, ч
Рис. 1 16. Влияние продолжительности нагрева при 1000° С на изменение предела прочности и числа перегибов железохромоалюминиевых сплавов Fe-13-4(/) и Fe-30-5 (2)
только тогда, когда весь алюминий связан в виде нитрида. Кроме того, нитрид алюминия устойчив до очень высоких температур и не растворим в железохромистой эвтектике, в то время как нитриды железа и хрома либо распадаются при 600—900° С, либо переходят в твердый раствор железохромистой эвтектики.
Попадание брызг расплавленных металлов на нагревательные элементы электрических плавильных печей способствует очень быстрому их разрушению, что может иметь место при выплавке алюминия, олова, цинка и их сплавов.
В отечественной промышленности внедрены сплавы ЭИ341, ЭИ340, ЭИ318, ЭИ292, заменяющие нихромы марок ЭХН60 и ЭХН80 [156, 157 1. Эти сплавы получены так называемым лигатурным методом, когда в сталь для легирования вместо феррохрома и алюминия вводили безуглеродистую и малокремнистую хромоалюминиевую лигатуры. По данным И. И. Корнилова [157], этим достигается хорошее усвоение хрома и алюминия,
203
уменьшается угар алюминия и обеспечивается более равномерное распределение алюминия в жидкой стали. Однако, несмотря на указанные улучшения, сплавы обладали рядом недостатков.
В последнее время вместо хрупких и недолговечных сплавов разработаны новые хромоалюминиевые сплавы с высоким омическим сопротивлением: ЭИ595 (0Х23Ю5А) и ЭИ626 (0Х27Ю5А), обладающие лучшим сочетанием физических свойств и долговеч
ности.
Согласно данным 1164, 178], сплавы 0X23IO5A (ЭИ595) и 0Х27Ю5А (ЭИ626) обладают более высокой окалиностойкостью
800
700
>600
1500
ч £ Ы>0
§ 300
200
100 о
1000 1100 1200 1300
Твнпеоатура испытания, 'С Рис. 117. Влияние температуры испытания на живучесть сплавов:
1 — кантал А-Г, 2 — каптал А; 3 — каптал Д (по данным Фирмы Каптал);
4 — сплав с 80% Ni н 20% Сг; 5 — сплав с 65% Ni и 15% Сг: 6 - ЭИ595! 7 -ЭИ626
и высоким омическим сопротивлением, чем нихромовые сплавы Х20Н80. Они также имеют более стабильные электротехнические характеристики (о и ар) при изменении температуры, чем нихромовые сплавы (рис. 118). Температурные коэффициенты железохромоалюминиевых сплавов примерно в 5 —10 раз меньше, чем нихромов. Вследствие структурных изменений в интервале отпускной хрупкости при 475° С железохромоалюминиевые сплавы имеют расхождения в значениях ар в зависимости от термической обработки.
Выдержка при температурах около 450° С в течение 100 ч устраняет это явление, но проволока становится хрупкой. Отпуск при 450° С оказывает влияние на механические свойства сплавов [178].
На рис. 119 показано влияние 100 ч отпуска при различных температурах на
изменение удельного электросопротивления и механических свойств закаленных на твердый раствор железохромоалюминиевых сплавов. Изменение механических свойств в зависимости
от температуры отпуска железохромоалюминиевых сплавов по сравнению с нихромовыми более значительное.
Скорость охлаждения с высоких температур также сказывается на удельном электросопротивлении и механичес[<их свойствах железохромоалюминиевых сплавов. В случае медленного охлаждения оно на 2—3% ниже, чем после быстрого охлаждения.
Железохромоникелевые сплавы являются устойчивыми при температурах до 1250°С не только в атмосфере воздуха, но и в среде сернистых газов и основных окислов, кроме щелочей. Однако они неустойчивы в восстановительной атмосфере, содержащей пары воды или окись углерода, и особенно в средах, содержащих хлор и хлористые соединения. Азот и чистый водород не оказывают особого влияния на эксплуатационные свойства. Устойчивость сплавов при высоких температурах зависит от сохране-204
Рис. 118. Температурная зависимость электросопротивления при нагреве и охлаждении сплавов ОХ27ЮА (а) и 0Х23ЮА5А (б) (исходное состояние — термическая обработка; нагрев до 750° С, выдержка 30 мин, охлаждение в воде):
1 — нагрев; 2 — охлаждение; 3 — повторный нагрев; 4 — повторное охлаждение
Рис. 119. Изменение механических свойств и электросопротивления закаленных и отпущенных сплавов Fe-Cr-Al (28,95% Сг; 5,10% АГ, 0,22% Мп; 0,53% Si; 0,07%С; остальное Fe) после Ю0-н отпуска при различных температурах
нйя защитной окисной пленки. Сплошность окисной пленки нарушается под действием окислов железа, кремнезема и щелочей.
Температура рекристаллизации сплавов находится в пределах 700—750° С. При длительном пребывании сплавов выше этих температур происходит рост зерна, особенно интенсивный при температурах выше 1000° С. Поэтому сплавы после длительного пребывания при высокой температуре становятся хрупкими при комнатной температуре и непригодными для деформации в холодном состоянии.
При изготовлении витков и петель для нагревательных элементов холоднокатаные проволоку и ленту рекомендуется подогревать до 300—600° С.
При прокатке ленты в холодном состоянии исключительное влияние на свойства сплава (особенно его пластичность) оказывает размер зерна исходного материала. Необходимо иметь мелкое исходное зерно, полученное в результате низкой температуры конца прокатки.
Сплав ЭИ626 широко применяют в качестве нагревательных элементов, изготовленных из 2—3-мм проволоки, для нагрева деталей из жаропрочных сплавов в электрических открытых печах. При закалке деталей с 1250° С нагревательные элементы из сплава ЭИ626 работают 3—4 месяца, с 1300° С 220—250 ч, а с 1350° С 70 ч (данные автора). Технология изготовления нихромов Х15Н60, Х20Н80 и железихромоалюминиевых сплавов подробно описана в работах [759 и 760].
Железоалюминиевый сплав с молибденом типа Fe-16-З [терминол]
Сплав терминол [ 173 J относится к группе нержавеющих умеренной прочности и рекомендуется для применения в качестве конструкционного материала вместо хромоникелевой стали типа 18-8 и в качестве нагревательных элементов. Сплав легче нержавеющей стали на 20—25%.
Для выплавки терминола применяются шихта высокой чистоты; плавка проводится в вакууме. Слитки прокатывают на лист толщиной 0,5 мм в горячем состоянии. Затем их подвергают отжигу при 1050° С в течение 2 ч с последующим охлаждением на воздухе. Предел прочности терминола при 650° С в течение 100 ч равен 13,5 кГ/мм2, при 595° С --24,9 кГ/мм2, а при 595а С в течение 1000 ч 16,1 кГ/мм2.
При комнатной температуре среднее значение предела прочности равно 43,4 кГ/мм2 при удлинении ~3%.
При испытаниях на изгиб не обнаружено заметной анизотропии свойств в образцах, вырезанных вдоль и поперек направле-206
ния прокатки. Пластичность при комнатной температуре до испытания на длительную прочность в этих образцах составляла соответственно 34—56 и 34—48% .
Удельное электросопротивление терминола на 50% выше, чем у более дорогого хромоникелевого сплава.
Глава XII
ЛИТЕЙНЫЕ ХРОМИСТЫЕ НЕРЖАВЕЮЩИЕ
СТАЛИ
Хромистые нержавеющие стали широко применяются для изготовления отливок различного веса, конфигурации и назначения. Химический состав литейных хромистых сталей приведен в табл. 77, а марочный состав сталей, применяемых в СССР, — в табл. 78.
Таблица 77
Номинальные составы литейных хромистых нержавеющих сталей
Группа стали	Содержание элементов, %		Температура начала интенсивного окисления °C
	С	Сг	
Ферритная	<0,08	16—20	800—825
»	0,08—0,12	16—20	850—900
Полуферритная .	0,20—0,25	25—32	950—1050
»	0,10—0,15	13—15	850
»	0,10—0,20	14—18	900
Мартенситная	0,20-0,25	13—15	825
1 о же 4- 2% Мо	0,15—0,20	16—20	900
Феррито-карбидная	0,30—1,0	18—20	900
Ледебуритная	0,1 1,2	25 30	1050
»	2,5—2,5	30—35	1100
Детали и лопасти водяных турбин, судовых гребных винтов и др. изготовляют из стали 1Х13Л. Из стали 2X1ЗЛ отливают такие же детали, но с повышенной твердостью. Сталь Х17НЗСЛ наиболее целесообразно применять для турбинных лопаток, где требуется большая прочность и пластичность, чем стали 1Х13Л и 2Х13Л, а также для деталей, работающих в среде влажного воздуха при температуре до 500° С. Сталь Х13НЗВФЛ рекомендуется для тех же деталей, но работающих при температуре до 550° С. Из стали Х17Н2Л отливают направляющие и вращающиеся лопатки ряда осевых компрессоров газовых турбин (см. сталь 1Х17Н2).
Таблица 78
Химический состав нержавеющих литейных сталей, %
Сталь марки	ГОСТ, ТУ	С	Si	Мп	с.	Ni	V	W	Другие элементы	Применение
1Х13Л 2Х13Л	ГОСТ 2176-57	0,15 0.16—0,24	0,7 0.7	0.6 0,6	12—14 12—14	0.6 0.6		--		В качестве нержавеющих деталей, аналогично сталям 1 Х13. 2X13
Х9С2Л	ГОСТ 2176—57	0.35—0.50	2,0-3.0	<0,70	8—10	<0,6	—	—	—	Литая печная ар-матура
Х6С2МЛ	ГОСТ 2176—57	<0.15	1.5—2.0	1.0-2,0	5,0—6,5	<0,6	—	—	—	Литье в нефтеперерабатывающей промышленности
Х11-ЛБ*	сту	0,12—0.19	<0,5	0,5 —1.0	10.5—12	0.6—1,0	0,25-0,30	0.8-1.1	—	Лнтье турбин и арматура, сопла, цилиндры. диафрагмы до 580—600’ С
ЭИ736Л	АМТУ 433—58	0,09—0,15	0.2—0,8	0,2—0.8	11.5—13,5	2,3—3.0	0,18—0,28	1,6—2,2	0,0 03 — 0,006В	Лнтье газовых турбин н компрессоров до 600° С
12Х11В2НМФ-Л*	СТУ	0.10—0,15	0.17—0,40	0.6—0.8	10,5—12,5	0,8—1.1	0,20—0,35	1.7—2,2	0.6—0.8МО	Литье турбин и паропроводов до 600° С
Х17НЗСЛ (ЭИ268Л)	АМТУ .133—58	0,05—0,12	0.8-1,5	0,3—0.8	15—17	2.8—3,8	—	—		Отливки компрессорных лопаток и др, до 500° С
* 0,03% S и 0,03% Р; в остальные — не более 0.03% S и 0,035% Р.
При меча нне. хромистые ci-али типа
В машиностроении для фасонного литья наиболее широко применяются нержавеющие ферритные н полуферрнтные 1Х13Л и нержавеющие стали переходного класса типа Х17НЗСЛ.
Механические свойства литейных сталей (табл. 79) определяют на образцах, вырезанных из пробных брусков, отлитых из той же плавки, что и детали, и термически обработанных вместе с отливками.
Таблица 79
Требования по механическим свойствам нержавеющих литейных сталей
Сталь марки	гост, ТУ	Термический обработка	Механические свойства (не менее}					
			вь	°0.2	б		а/{, кГ <i it’	НВ
			К.Г/ММ^		%			
IX13 л 2X1ЗЛ	ГОСТ 2176—57	Закалка с 1050° С в воде, отжиг при 950° С и отпуск при 750° С То же	56 G3	40 45	20 16	50 40	8 6	
Х1ХНЗВФЛ	АМТУ 433—58	Закалка с 1050° С в масле или па воздухе и отпуск при 580° С То же, и отпуск при 700° С	120 90	100 75	7 9	20 30	1.5 2,0	269— 321 255— 311
Х17НЗСЛ	АМТУ 433—58	Закалка с 1050° С в масле и отпуск при 550° С Отпуск при 680° С	95 85	75 65	8 6	20 10	2,5	255— 363 229— 321
Сталь 2Х13Л после термической обработки по различным режимам, применяемая для литья по выплавляемым моделям, имеет механические свойства, приведенные в табл. 80.
Механические свойства стали марок Х12НЗВФЛ и Х17НЗСЛ при различных температурах испытания представлены в табл. 81.
Сталь 11—Л Б. Литая модификация 12%-МОЙ хромистой стали марки 1Х12ВНМФ (ЭИ802) применяется в котлотурбостроении. Ее применяют в литом и термически обработанном состоянии для крупногабаритных и других отливок.
Сталь содержит различное количество 6-феррита, от распределения которого зависят механические свойства и особенно пластичность [699].
Показано, что скорости охлаждения отливки определяют структуру и свойства стали. Особенно благоприятная структура с минимальным количеством феррита (5%) образуется при охлаждении отливок со скоростью 150° С/ч. В этом случае феррит образуется в виде обособленных зерен. При скорости охлаждения 60° С/ч
14 Xiinyuiiiii 993
Таблица 80
Механические свойства стали 2X1ЗЛ после различной термической обработки
	Механические свойства			
Режим термической обработки	% кГ/мм2	6 «	•ф	НН
Отжиг при 850° С .... Закалка с 1050’С и отпуск при	61—80	14—16	17—46	212—302
550’ С 	 Закалка г 1050° С отпуск при	100—130	12—14	45—56	321—415
600’ С	82—90	12—16	34—55	285—302
То же, при 650° С	76—83	12—18	30—55	217—255
» при 700° С 	 Закалка с 1100’С и отпуск при	77	21	59	207
750’ С	65_68	16—18	50—54	207—220
Таблица 81
Механические свойства сталей Х13НЗВФЛ и XI 7НЗСЛ при различных температурах испытания
Сталь марки	Термическая обработка	* 1емпература |[спытания; qC		*8.2	6	Ф	ак, кГм см*	X з о 5 с
			К/ /			/о		
Х13НЗВФЛ	Закалка	20	95	71	9	29	4,6	
	с 1050’С	400	78	61	6	26	—	—
	в масле и	500	62	48	9	45	—	45
	отпуск при	550	—	—	—	—	—	30
	680’ С	600	40	27	17	72	•—	22
	Закалка	20	104	90	10	40	—	—
	с 1050° С,	400	85	72	9	42	—	78
	воздух и	500	82	73	12	41	—	50
	отпуск при 650° С	550	74	68	16	55	—	30
Х17НЗСЛ	Закалка	20	115	97	8—13	33—51	7		
	с 1050’ С	400	113	97	6,5	31	—	75
	в масле и	500	104	91	6,8	33	—	37
	отпуск при 550° С	550	—	—	—	—	—	20
	Отпуск при	20	88	73	9—12	30—41	6	—
	680’ С	300	76	61	8	23	—	—
		450	64	55	8	27	—	—
210
феррит образуется в виде непрерывной сетки и количество его увеличивается до 20%. Термической обработкой давлением, состоящей из нагрева до 1050—1100° С с охлаждением на воздухе и 16-^4 отпуска при 700—720° С, достигается наиболее высокое сочетание механических свойств при высоких температурах (табл. 82, 83).
Отпуск при 680—760° С оказывает влияние на механические свойства:
Температура отпуска, °C . 680 720 760
кГ/ммг........................ 70	55	45
T а б л и ц а 82
Механические свойства стали XII—ЛБ
Термическая обработка
И
С
С
То же, при 800° и отпуск при 700°
Нормализация отпуск при 700° С .
°ь	%		
кГ/мм2		%	
60—70	55—65	13—20	40—50
65—75	60—85	1—3	2—5
5—10
1—2
at и
НВ
200-
230
240— । 270
Примечание
Феррит в виде зерен
Структура в виде сетки
Таблица 83
Механические свойства стали Х11-ЛБ при высоких температурах
Количество феррита	Температура	°10000	°1%— 10000
в стали			
%	°C	кГ/мм*	
1,0	565	15,0	
1.0	600	10,5	—
7	f 565	15,0	7,0—9,0
	1	600	9,5	4,5—4,0
17—20	600	9,5	3,8—4,0
что оказывает влияние на длительную прочность при высоких
температурах:
Исходный Сто.г, кГ/мм2 ................. 70	55
^юооо. кГ/мм2'.
при 565° С........................17,5	15
» 600° С........................10,5	9,5
14*
211
Сталь марки ЭИ736Л (13Х14Н ВФРА)
Эта сталь применяется для изделий, работающих при температурах до 500° С, изготовляемых методом точного литья и в стержневых формах. Отлитые детали подвергаются отжигу при 930—
Рис. 120. Изменение механических свойств стали 13Х14ПВФРАЛ (ЭИ736Л) в зависимости от температуры испытания. Термическая обработка: f—закалка с 1050° С в масле и отпуск при 680° С; II — то же, и отпуск при 650° С; а — гладкие образцы; н — образцы с надрезом
980° С или нормализации (950—980° С) с последующим отпуском при 650—680° С.
Окончательная термическая обработка состоит из закалки с 1050° С в масле или на воздухе и отпуска при 650—680° С в зависимости от требуемой твердости (табл. 84).
На рис. 120 показано изменение механических свойств стали 13Х14НВФРАЛ в зависимости от температуры испытания и термической обработки.
212
Таблица 84
Механические свойства стали ЭИ736Л при комнатной и высоких температурах
Сталь Х11В2НМФЛ (J2X11В2НМФЛ)
Свойства литой стали 12Х11В2НМФЛ описаны в работах [348, 648], а результаты испытаний на длительную прочность и ползучесть приведены в табл. 85.
Таблица 85
Свойства литой стали 12X11 В2НМФЛ
Сталь	Темпера^ тура испытания °C	кГ/м.ч1		б	Ф
				%	
12Х11В2НМФЛ	610	20	,2,	18	67
	630	12	920	13	82
	650	8	2600	25	98
	670	8	1263	28	88
12Х11В2НМФЛ с добав-	600	25	372	13	41
кой А1, Ва, Са	610	22	1799	13	44
	630	15	1214	13	53
	660	10	1452	14	64
В исследовании [648 1 показано, что введение малых добавок алюмобариевокальциевой лигатуры улучшает однородность свойств стали в отливках малого и большого развеса. На образцах, вырезанных из отливки весом 1,3 т, получены стали со значениями жаропрочности, приведенными в табл. 86.
213
Таблица 8б
Длительная прочность и ползучесть стали 12X11В2НМФЛ
Температура испытания “С	аюооо	°1%/КХЮ0	Температура испытания	° 10000	°1%/10000
С добавкой AI, Ва, Са			Без добавки А1, Ва, Са		
600	10			600	8		
610	9	5,8	610	7	
Фазово-структурным анализом установлено, что наряду с карбидами хрома и ванадия при длительном воздействии старения образуется интерметаллидная фаза Fe2W (Лавеса).
Глава XIII
ВЫСОКОХРОМИСТЫЕ, КИСЛОТОСТОЙКИЕ И жаростойкие ЧУГУНЫ
Хромистые высоколегированные чугуны широко применяются в промышленности в виде кислото- и жаростойкого литья. Наибольшее распространение получили чугуны с —28—35% Сг (табл. 87). В последнее время были предложены [166] хромистые чугуны с меньшим содержанием хрома (18 и 24%), обладающие лучшими литейными и механическими свойствами (25Х18Л и 30Х20Л). Из высокохромистых чугунов выполняют детали и аппаратуру для азотной промышленности, промышленности взрывчатых веществ, искусственных удобрений (насосы для перекачки кислот), их используют в качестве жаростойкого материала (реторты, ящики для отжига деталей, муфели, пирометрические трубки и т. п.), а так же как нержавеющие пресс-формы, фильеры и волочильные кольца, ножи, штамповки и резцы [165—170; 175—177].
Хром в сплавах с железом и высоким содержанием углерода образует ряд сложных карбидов, которые при соответствующих условиях могут находиться в твердом растворе и в свободном состоянии. При введении углерода часть хрома связывается в карбиды, происходит сильное обеднение твердого раствора хромом.
В чугунах с 25—40% Сг он находится преимущественно в карбидах типа Сг7С3. Как показывает пересчет, 1%С примерно 214
Таблица 87
Химический состав |%] и применение кислотостойких чугунов
Марка	с	Si	Мп	Сг	Другие элементы	Применение
			ГОСТ	2176—57		
Хромистый чугун: Х28 Х34	0,50— 1,0 1,5—2,2	0,50— 0,8 1,3—1,7	0.50— 0,80 0,5—0,8	26—30 32—36	0,08S; 0.10Р 0.10S; 0,10Р	Детали, работающие в окислительных кислотах — азотиой, иитрозилсериой и Других
			ГОСТ 2233—43			
Высококремнистый чугун: С15 С17 Ф15	0,5—0,8 0,3—0,5 0,5—0,6	14,5— 16,0 16—18 15—16	0,3—0,8 0,3—0,8 0,3—0,8	—	0.07S; 0,10Р 0.07S; 0.10Р 0,06S; 0.06Р 3,5—4,5Мо 0.2А1	Детали насосов, устойчивые в серной кислоте Аппаратура для концентрирования серной кислоты Детали аппаратуры, работающие в серной кислоте в присутствии соляной кислоты
Хромистая сталь: 25Х 18Л 30Х20Л	0,20— 0,30 0,25— 0,35	/А /А о _° ОО ОО о	/А /А ° -° до до о	17—20 20—23	0.040S; 0.045Р 0.040S; 0.045Р	Насосы для холодной азотной кислоты 50%-ной концентрации
связывает около 10% Сг. Следует иметь в виду, что образуются не чистые карбиды указанного состава, а карбиды, в которых часть хрома замещена железом. Соотношение между железом и хромом, входящими в состав карбидов, учесть очень трудно.
Для увеличения коррозионной стойкости чугунов содержание хрома обычно повышают, чтобы компенсировать хром, принимающий участие в указанной реакции.
Рис. 121. Влияние углерода на твердость хромистых чугунов при содержании кремния, %:
I — 0,9 3%; 2 — 1.148%; 3 — 2.31%; 4 — 3,0%
Влияние углерода на твердость хромистых сплавов с различным содержанием кремния исследовалось Скорчиллетти и Шул-тиным [165], которые установили, что с увеличением содержания углерода твердость у сплавов с 30—32% Сг в сильной степени повышается. В присутствии кремния это повышение происходит значительно медленнее. Изменение содержания хрома с 30 до 34% понижает твердость. Особенно сильное влияние кремния сказывается в сплавах с высоким содержанием углерода (рис. 121).
Эвтектический состав чугунов с 30—35% Сг приходится на ~2,5% С. Доэвтектический чугун имеет структуру твердого раствора хромистого феррита и эвтектических карбидов, количество которых зависит от содержания углерода.
Хромистые чугуны 25Х18Л и 30Х20Л с меньшим содержанием хрома и углерода имеют лучшие литейные свойства и менее склонны к образованию горячих трещин, чем сплав Х28. Сплавы 216
25Х18Л и 30Х20Л имеют достаточно высокую коррозионную стойкость в азотной кислоте.
Механические свойства хромистых чугунов 25Х18Л, 30Х20Л, Х28 и Х34 при комнатной температуре представлены в табл. 88 и 89 [165, 167, 168, 1691, при высоких — в табл. 90.
Таблица 88
Механические свойства хромистых чугунов в литом состоянии
Марка сп ла вл	кГ/мм*	с, %	НВ	ак. кГ-м/см'
Х28	38—45			220—270		
Х34	30—43	—	325—400	—.
25Х18Л	40—45	1—2	170—197	0,25—0,80
30Х20Л	40—45	1—2	170—197	0,25—0,80
Таблица 89
Механические свойства и химический состав хромистого чугуна
Химический состав. %			Механические свойства				Источник	
С	SI	Сг	% кГ/л<мг	НВ	^ИЗГ	стрела прогиба		
2,8	1,3	35,8	32,6	389	100	3,0		
2,1	1,32	34,7	29,0	322	83,4	2,5		
					85,6 93,0	3,5 2,5		(170)
					97,7	3,0		
3,1	—	34,0	46,5	350	52,6	5,8		
2,3	—	34,0	43,3	300	54,4	5,9		• (169)
1,1	—	34,0	39,2	250	51,3	5,1		
Таблица 90
Механические свойства хромистого чугуна при высоких температурах (Химический состав, %; 1,56 С; 0,55 Si; 0,99 Мп; 29,26 Сг)
Механические свойства
Температура испытания =с	аЬ	'				а.(, кГм/см2
	кГ/мм2		%		
20	33,4					±_	0,13
700	22,9	15,2	18,4	23,4	0,33
800	12,2	9,6	11,6	28,0	0,33
900	8,1	6,0	18,1	32,9	0,33
1000	6,2	4,6	16,8	34,5	0,36
Высокохромистые чугуны Х28 и Х34 при застывании и охлаждении дают большую усадку, имеют склонность к крупнокристаллическому столбчатому излому. Это является причиной
217
появления рыхлот и трещин при застывании. Установлено, что повышение температуры металла при разливке до 1480° С повышает его жидкотекучесть, улучшает структуру и препятствует образованию горячих трещин.
Хорошее влияние оказывает применение в качестве модификатора смеси, состоящей из 50% FeSi и 50% FeTi, вводимых в металл в количестве 0,7% от веса металла в печи. Отжиг при 950° С несколько улучшает обрабатываемость 28%-ного хромистого чугуна [166, 167]. Высокое содержание хрома в этих чугунах сообщает им стойкость против окисления при высоких температурах. Поэтому они применяются для изготовления печного оборудования, колосников, обжигательных печей, гребков и лопастей для перемешивания в обжигательных печах, сушильных барабанов и плавильных горшков.
Присадка кремния к хромистым чугунам повышает их окалино-стойкость и улучшает механические свойства. Присадка титана в количестве 0,5—1,0% измельчает зерно, а присадка меди повышает коррозионную стойкость в восстановительных кислотах.
Коррозионная стойкость высокохромистых чугунов описана в работах [165—170].
В химическом машиностроении применяются высококремнистые кислотостойкие чугуны С15, С17 и Ф15.
Кроме хромистых чугунов, в практике в качестве жаростойкого материала применяются чугуны, легированные алюминием [174, 176, 636].
2
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ И НИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ
Введение
Эта группа сталей широко применяется в промышленности и, согласно ГОСТ 5632—61, насчитывает до 50 марок.
Кроме общеизвестного назначения, в качестве нержавеющего и коррозионностойкого материала хромоникелевые стали аустенитного класса в настоящее время широко используют при изготовлении деталей газовых турбин стационарных и подвижных транспортных силовых установок, газовых турбин реактивных двигателей, турбокомпрессоров, деталей и аппаратуры для работы при высоких давлениях в химической промышленности, в атомных реакторах и т. д.
Ассортимент хромоникелевых сталей значительно пополнился новыми марками с более сложным легированием. Среди этих сталей появилась большая группа жаропрочных с карбидным и интерметаллоидным упрочнением и стали промежуточного типа с аустенито-мартенситной и аустенито-ферритной структурами.
В зависимости от химического состава и структуры эти стали часто подразделяют на несколько групп:
1)	железоникелевые сплавы (высоколегированные никелевые стали);
2)	хромоникелевые стали аустенитно-мартенситного класса — стали с неустойчивым аустенитом (например, марки X13H7C3 и др.);
3)	хромоникелевые стали аустенито-ферритного класса (например, Х21Н5Т, Х21Н6М2Т и др.);
4)	хромоникелевые аустенитные стали с малым содержанием углерода с присадками небольших количеств титана, ниобия и молибдена и без них (стали марок 0Х18Н9, 1Х18Н9, 0Х18Н9Т, 1Х18Н9Т, 1Х18Н11Б, Х18Н12М2Т);
5)	хромоникелевые окалиностойкие стали с высоким содержанием хрома или никеля (Х23Н13, Х23Н18, Х25Н20С2, Х15Н35 и др.);
6)	хромоникелевые кислотостойкие аустенитные стали с присадками молибдена и меди.
221
Ассортимент хромоникелевых сталей с введением ГОСТ 5632— 61 значительно расширился за счет включения хромоникелевых сталей типа 18-8, 18-8 с титаном и молибденом, с низким содержанием углерода, что имеет большое значение для повышения качества сварной аппаратуры, работающей в сильно агрессивных средах, а также за счет хромоникелевых сталей с пониженным содержанием никеля (стали типа Х21Н5Т). Стали с пониженным содержанием никеля имеют ряд особенностей (анизотропия свойств, структурные изменения), которые необходимо учитывать при их применении. В зарубежной практике серия хромоникелевых сталей (AISI-300) также обогатилась рядом новых марок, среди которых появились стали типа 18-8 (AISI-304), 18-8-Мо (AISI-316), 25-30 (AISI-310) с низким содержанием углерода, что увеличивает стойкость сталей против межкристаллитной коррозии при соответствующих технологических операциях (сварке), а стали типа 25-20 — в условиях эксплуатации газотурбинных двигателей.
Глава XIV
ЖЕЛЕЗОНИКЕЛЕВЫЕ СПЛАВЫ
Структура и свойства
Железоникелевые сплавы не нашли широкого применения, за исключением магнитных высоконикелевых сплавов и сплавов типа инвар и платинит, обладающих специальными физическими свойствами.
Были сделаны попытки изыскания жаропрочных сплавов на основе системы железо—никель (без хрома), но они не увенчались успехом.
Железоникелевые аустенитные стали имеют повышенную коррозионную стойкость в разбавленных растворах серной кислоты и кипящих щелочах.
Система железо—никель
Железо и никель взаимно растворимы в жидком состоянии. При застывании они образуют главным образом у-твердые рас-створы. При незначительном содержании никеля в очень небольшом участке системы железо—никель сначала образуются сплавы с б-структурой, которые при охлаждении превращаются в у-твердые растворы. В сплавах с высоким содержанием никеля граница, 222
отделяющая у-область, сравнительно мало меняется с изменением
скорости охлаждения.
В сплавах с высоким содержанием железа положение структурных составляющих очень зависит от температуры и скорости охлаждения, что связано с превращением у а.
Введение никеля в железо способствует сильному понижению критических точек, отмечающих превращение у -> а (рис. 122).
Критические точки, соответствующие превращению а- в у-же-
лезо, с увеличением содержания
никеля повышаются, а критиче-
ские точки, соответствующие превращению у -> а, понижаются.
Однако превращение у а при охлаждении (йг3) и а -+ упри нагреве (j4c3) у железоникелевых и железохромоникелевых сплавов протекает при различных температурах, с большим гистерезисом (рис. 122, заштрихованные области). Причину гистерезиса и процессы, протекающие при превращении у а. объясняют различно 1180— 183].
Указывается [184], что быстро протекающий процесс геометрического изменения решетки с понижением температуры отстает от медленного передвижения в ней атомов (диффузии). Каждое из этих превращений протекает не при одной и той же температуре, а в известном интервале, в котором а и у-фазы,
Рис. 122. Диаграмма состояния системы железо—никель
существуя одновременно, находятся в равновесном состоянии. Отмечается, что наличие гетерогенности в температурном интер-
вале тесно связано с разницей в концентрации никеля в а- и у-фазах. Образующийся при этом a-твердый раствор несколько беднее никелем (7 % Ni), чем у-твердый раствор (до 40% Ni). Все
это свидетельствует о том, что присадка никеля к железу и к железохромистым сплавам замедляет превращение у Т-*- а, сильно уменьшая скорость реакции. Введение сравнительно небольших количеств никеля увеличивает прокаливаемость сталей, а в боль
ших количествах дает аустенито-мартенситные стали, в которых превращение у — М протекает при более низких температурах. Дальнейшее повышение содержания никеля приводит к получению устойчивых при комнатных и при высоких температурах аустенитных сталей, не имеющих превращения у у^ а.
С повышением содержания никеля в сталях эвтектоидная точка несколько смещается влево (в сторону более низкого содержания углерода), а точки Acj и At\, отмечающие перлитное превращение, также понижаются, причем гистерезис между ними увеличивается.
223
Вследствие понижения критических точек область наибольшей скорости перлитного превращения с понижением температуры все более подавляется, так как скорость диффузии углерода и других составляющих незначительна. Это приводит к тому^ что сначала исключается образование перлита, сорбита и троостита, а затем мартенсита. Например, при введении 9% Ni в железоникелевую систему наблюдается скачкообразный переход от Аг2 к Аг2, в результате чего образуется только мартенситная структура с большим количеством остаточного аустенита. Такого рода стали называют аустенито-мартенситными. Количество аустенита в этих сталях тем больше, чем выше содержание никеля и чем ближе сталь лежит к аустенитной области.
В работе [ 185 1 изучено мартенситное^ превращение ряда железоникелевых сплавов с повышенным содержанием углерода и металлографически показаны особенности и характер этого превращения в зависимости от температуры, деформации в холодном и горячем состоянии, а также явление стабилизации и сверхстабилизации структуры при обратном мартенситном переходе.
Аналогичные процессы происходят в жслсзохромоникелевых и железомарганцовистых сплавах аустенито-мартенситного класса. При быстром охлаждении у аустенито-мартенситных сталей получается метастабильная аустенитная структура, которая при последующих нагревах и охлаждениях частично распадается, образуя мартенсит. Дальнейшее увеличение содержания никеля и элементов, способствующих расширению у-области (марганца, углерода, азота), приводит к образованию сплавов с аустенитной структурой, устойчивых при высоких и низких температурах.
В последнее время железоникелевые сплавы начинают находить широкое применение в криогенной технике в качестве высокопрочного конструкционного материала [649, 657—660, 665—669, 709 ]. Чем выше содержание никеля в сталях, тем ниже порог хладноломкости, и допускаемая температура применения этих сталей ниже нуля. Наибольшее применение получили стали с 5—9% Ni и сложнолегированные 18—25%-ные никелевые стали со стареющим мартенситом. Упрочнение этих сталей связано с превращением \ > Л1 и дополнительным старением в мартенситной фазе. Введение хрома, кремния, молибдена, титана и ниобия действует в противоположном направлении, способствуя появлению феррита.
Ряд исследователей отмечает, что в системе железо—никель при повышенных температурах и длительной выдержке могут образоваться интерметаллидные фазы с металлическим характером связи с упорядоченной структурой типа: Fe3Ni при 25,9% Ni, Fe2Ni (34,4% Ni), Fe3Ni2 (41,2% Ni), FeNi2 (67,8% Ni) и FeNi3 (75,9% Ni). Наиболее достоверно установлено существование соединения FeNi3 и, вероятно, но не подтверждено, существование соединений Fe3Ni и Fe3Ni [1801.
224
Система железо—хром—никель
Введение никеля в железохромистые сплавы способствует расширению области сплавов с аустенитной структурой при высоких и низких температурах. Эффективность действия никеля в этом направлении различна и зависит от содержания хрома [186].
Хромоникелевые стали в зависимости от структуры и состава подразделяются на аустенитные, аустенито-ферритные, аусте-
Рис. 123. Диаграмма состояния системы железо — хром—никель при 0,10% С с указанием положения структурных составляющих при быстром охлаждении из области наибольшего распространения аустенита нито-мартенситные, аустенито-карбпдные и аустенито-интерме-таллидные.
На рис. 123 показана тройная диаграмма железохромоникелевых сплавов с содержанием 0,1 % С, быстро охлажденных с температур наибольшего распространения аустенита, по данным Бейна [187]. При быстром охлаждении этих сталей получаются следующие составляющие:
устойчивый аустенит (Д); неустойчивый аустенит (Лн); феррит или феррит 4- карбиды, образовавшийся при распаде аустенита (Ф), дельта-феррит, образовавшийся при высоких температурах (0D), мартенсит (А4).
Система тройных сплавов исследовалась неоднократно при различной чистоте сплавов и их обработке [181, 188—192).
На рис. 124 и 125 приведена более уточненная пространственная модель диаграммы и несколько вертикальных и горизонталь-
15 Химушин 993	2 25
них сечений тройной системы железо—хром—никель [190] для медленно охлажденных сплавов.
Эти диаграммы показывают, что железохромоникелевые сплавы непосредственно после застывания имеют два вида твердых растворов^ а и у и гетерогенную область смешанных твердых растворов а -|- у.
Ограниченное число фаз в этой системе объясняется тем, что хром и а-желёзо, с одной стороны, взаимно растворимы и изо-
Рис. 124. [Горизонтальные сечення тройной диаграммы состояния системы железо — хром — никель при 800 и 650° С [190]
морфны, а с другой стороны, никель и железо также образуют твердые растворы во всех пропорциях.
При пониженных температурах, кроме твердых растворов а и у и гетерогенной области а + у, встречается составляющая, которукГпринято обозначать как сг-фазу.
Свойства железохромоникелевых сплавов и протекающие в них превращения зависят от совместного влияния составляющих — хрома, никеля и железа. В железном углу тройной диаграммы сплавы имеют критические точки, соответствующие превращению у . * а.
В железохромистых сплавах с небольшим содержанием никеля свойства и структура сплавов зависят от скоростей охлаждения, что связано с превращением уТ^ а.
Увеличение содержания никеля в этих сплавах действует так же, как в железоникелевых сплавах, способствуя сильному 226
понижению критических точек, отмечающих превращение у -> а. Превращения у -> а при охлаждении и а -> у при нагревепро-текают при различных температурах, т. е. имеют большой гнсте-
Рис. 125. Вертикальные сечения тройной диаграммы состояния железо—хром—никель для 30, 50 и 70% Fe [190]
резне (последнее более подробно рассматривалось в системе железо—никель).
Изучение превращения у 7~*~ а проводилось рядом исследователей. Установлено, что в сплавах с небольшим содержанием хрома (до 13%) повышение содержания никеля вызывает понижение критических точек превращения у -> а и замедление скоростей диффузии составляющих.
15*	227
На рис. 126 изображена диаграмма, показывающая влияние хрома в железо никелевых сплавах с 8% Ni на положение фаз при различных температурах.
Устойчивость аустенита в сильной степени зависит от суммарного влияния легирующих присадок. При этом чем ближе состав сплава лежит к границе, отделяющей у-область от а-области,
Рис. 1261 Влияние хрома на положение фаз в Сплавах железа с 8% Ni (Киннель)
тем большую неустойчивость проявляет сплав при изменении условий, способствующих восстановлению равновесия.
Эта неустойчивость может проявляться в различных видах. У аустенито-мартенситных сталей чисто аустенитная структура, фиксированная путем быстрого охлаждения с высоких температур, при нагревании до умеренных температур и последующем охла-яодении частично переходит в мартенситную.
У сталей типа 18-8 с аустенитной структурой эта неустойчивость проявляется при холодной деформации, при которой сталь из немагнитной становится магнитной. Степень магнитности зависит от степени холодной деформации, состояния материала перед деформацией и состава стали [187, 193J. В данном случае давление следует рассматривать как один из факторов, приводящих к равновесию.
Третий вид неустойчивости аустенитных сталей связан с изменением растворимости углерода (карбидов) при изменениях тем-225
пературы и проявляется в старении переохлажденных сплавов при их нагревании до умеренных температур.
У аустенитных сталей, лежащих вблизи границ аустенитной области, выделение карбидов из твердого раствора при умеренных температурах сопровождается изменением концентрации легирующих добавок углерода и хрома в твердом растворе [194, 198, 203]. В ряде случаев это вызывает нарушение равновесного состояния, вследствие чего происходят вторичные процессы, сопровождающиеся частичным превращением у -> а, Это превращение протекает при определенных условиях температуры и состава стали преимущественно по границам зерен, где наблюдается наибольшее обеднение хромом и углеродом твердого раствора и превращение аустенита в феррит и мартенсит [187, 1931.
Влияние легирующих элементов в железоникелевых и железохромоникелевых сплавах на превращение у -> М
При рассмотрении системы сплавов железо—никель было показано, что с увеличением содержания никеля резко изменяются структура и свойства сплавов от феррито-мартенситных до аустенитных с образованием группы сплавов переходного класса.
Содержание ни пел я, 74бе с)
Рис. 127. Влияние никеля на изменение температур на начало (Н) и конец (К) мартенситного превращения при охлаждении (/) и нагреве (2) железоникелевых сплавов
Структура этих сплавов определяется температурой и кинетикой мартенситного превращения, т. е. положением линии превращения у /И на диаграмме состояния системы Fe—Ni (рис. 122). На рис. 127, а показано влияние содержания никеля иа изменение температуры начала (A4S) и конца (Mf) мартенситного превращения.
229
Железоникелевые сплавы с содержанием до 5% Ni — ферритные. Сплавы с 6—25% Ni при комнатной температуре — мартенситные или аустенито-мартенситные. Сплавы с 25—30% Ni при быстром охлаждении аустенитные, но аустенит этот неустойчив и при воздействии холодной деформации и отпуска при 350— 450° С распадается с образованием у + а (Л4). Сплавы с 30% Ni при комнатной температуре полностью аустенитны, а с 33% Ni и более аустенитны до температуры абсолютного нуля (рис. 127, б).
Железоникелевые сплавы переходного класса с 10—25% Ni и дополнительным легированием (Ti, Al, Мо, Со) в настоящее время начинают широко применяться в промышленности. Превращение у -> М наряду со старением широко используется для получения у сплавов высоких прочностных свойств.
Железохромоникелевые сплавы переходного класса также широко используются в промышленности в качестве высокопрочного конструкционного материала.
На рис. 128 показано влияние никеля, хрома, марганца, азота и углерода на изменение температуры мартенситного превращения (Л45) тройных сплавов в зависимости от легирования.
Из приведенных данных [199] следует, что увеличение содержания никеля, марганца, углерода, азота понижает температуру мартенситного превращения.
Хром и кремний относятся к ферритообразующим элементам, т. е. способствуют ограничению у-области в системе железо — легирующий элемент, однако в данном случае они действуют иначе, способствуя понижению температуры мартенситного превращения у М.
Эффективность действия ряда элементов на понижение температуры мартенситного превращения увеличивается в следующем порядке: кремний, марганец, хром, никель, углерод или азот. Приняв никель за единицу эквивалента, эффективность влияния этих элементов будет следующая: кремний 0,45; марганец 0,55; хром 0,68; углерод и азот по 27.
Кроме того, при рассмотрении влияния легирующих элементов на превращение у -> М необходимо учитывать только количество хрома и углерода, находящихся в твердом растворе, а не в карбидах.
Выделение карбидов из у-твердого раствора в результате нагрева при 650—800° С повышает температуру мартенситного превращения (табл. 91).
Изменение точек мартенситного превращения стали типа 18-8 может служить хорошим показателем для определения растворимости карбидов в у-твердом растворе.
Принято считать, что сталь типа 18-8 при низких температурах после быстрого охлаждения имеет полностью аустенитную структуру- Однако подробные исследования [199] по изучению кривых 230
Рис. 128. Изменение температуры мартенситного превращения железохромоникелевых сплавов в зависимости от легирования:
а — влияние никеля на Мs в железохромистых сплавах с различным содержанием хрома; б — влияние хрома на Мs в железоникелевых сплавах при различном содержании никеля; в — изменение точек Afs в тройной системе Fe^Cr — Ni, г — влияние углерода и азота на A4S в хромоникелевых сталях типа 12-10 (кружки пустые) и 17-7 (черные точки) с 1,3% Мп и 0,47% Si после закалки их с 1150° С; д — влияние марганца на Л4$ в хромоникелевых сталях типа 12-10 с 0,43% Si и 0,072 (N -h С); е — влияние кремния на Мs в хромоникелевых сталях типа 12-10
231
Таблица 91
Влияние углерода и выделения карбидов на температуру мартенситного превращения
Содержание с. %	Температура превращения уЛ1 . °C, после закалки			
	1093	1093+6 ч. 81»	1093	1093Н-2 <!, 650
0,023	+46	+40	+ 46	+ 69
0,105	—62	+ 65	-72	+ 49
0,107	—61	+ 72		+ 35
охлаждения хромоникелевых сталей этого типа позволили выяснить, что эти стали при очень низком содержании углерода могут иметь мартенситное превращение, особенно при температурах ниже нуля. Понижение содержания никеля также действует в этом направлении (см. рис. 127).
о-фаза в хромоникелевых сталях
Хрупкая составляющая (ст-фаза) обладает ограниченной растворимостью в а- и у-твердых растворах и выделяется в хромоникелевых сплавах при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900—950° С. В ряде случаев эта составляющая выделяется преимущественно по границам зерен, сообщая сплавам исключительную хрупкость. Бейн и Грифите [1881 нашли эту составляющую в очень чистых хромоникелевых сплавах, содержание углерода в которых не превышало 0,002%. Появление хрупкой составляющей в хромоникелевых сплавах нельзя отнести к выделению карбидов по границам зерен и в самих зернах, так как при указанном содержании углерода карбиды почти полностью находятся в твердом растворе.
Нагрев сплавов с хрупкой составляющей до 900° С и выше приводит к ее исчезновению, что, очевидно, связано с переходом ст-фазы в твердый раствор.
Наиболее подробно области распространения ст-фазы были установлены Шафмайстером [190].
Предполагалось, что ст-фаза в хромоникелевых сталях аустенитного и аустенитно-ферритного классов образуется в ограниченных областях твердых растворов в результате нагрева в интервале умеренных температур. Поэтому при выборе сталей стремились избегать химических составов, в которых по тройной диаграмме системы Fe—Сг—Ni возможно образование ст-фазы. Позднее было установлено, что ст-фаза обнаруживается в сталях, широко применявшихся в промышленности, в которых ее образование не предполагали: в хромоникелевых сталях типа 18-8 с присадками Мо и Nb, в сталях типа 25-20 и 23-12.
2:1?
Как уже указывалось, присадка ферритообразующих элементов (Сг, Si, Nb, Ti, Al) ускоряет образование a-фазы, а присадка аустенитообразующих элементов (Ni, N и С) замедляет ее выделение.
Выделение a-фазы может происходить непосредственно из твердого раствора (по схеме у >а) без образования промежуточной фазы феррита (по схеме у ->а). В стали 26-21 с 2 % Si и 0,13% С образование a-фазы происходит при 1 ОО-ч нагреве при 800—900° С непосредственно из у-твердого раствора. В структуре у-твердого раствора появляются светлые образования неправильной формы (рис. 129). Для a-фазы характерна вторичная кристаллизация в виде «палочек» и более крупных удлиненных скоплений [2001. Увеличение содержания кремния способствует превращению у ^а. При образовании a-фазы резко увеличивается твердость, понижается ударная вязкость (рис. 130) и сопротивление ползучести. В аустенито-ферритных сплавах могут происходить превращения: 1) a->a; 2) y->a; 3) у—СгЛ.С^; 4) у->а. Такого же типа превращения, как указано в работе [200], протекают в хромо-марганцевой стали с 0,15% С, 14,7% Сг, 16% Мп, 2,4% W, которая после закалки имела двухфазную структуру (у -|- а) с количеством феррита около 10—12%. a-фаза в основном выделяется из феррита и частично из аустенита как по границам зерен, так и внутри них. После 24—48 ч нагрева при 600° С сталь 15-16-2,4 W полностью теряет магнитиость (рис. 131), что связано с образованием из феррита немагнитной а-фазы.
Гоу и Хардер [201 1 указывают, что a-фаза, так же как и а-фаза, слабее, чем чисто аустенитная составляющая, и поэтому прочность сплавов, содержащих феррит и a-фазу, уменьшается, уменьшается также и сопротивление удару. Свойства сталей, содержащих феррит и a-фазу, при высоких температурах также хуже, чем свойства чисто аустенитных.
Срок службы отливок из жаростойких сталей во многих случаях определяется их способностью противостоять растрескиванию и короблению, в связи с этим особое внимание уделялось влиянию образования a-фазы на термостойкость хромоникелевых сталей и сплавов [192]. В результате проведенной работы установлено, что сплавы, не имеющие a-фазы, обладают лучшей стойкостью против растрескивания, чем сплавы, в которых образуется a-фаза, или сплавы с аустенитно-ферритной структурой [192].
Поэтому когда при работе деталей требуется фактор термостойкости, рекомендуется применять сплавы, в которых a-фаза не образуется (табл. 92). В той же таблице указаны сплавы, не рекомендуемые к применению из-за очень большой склонности к растрескиванию в связи с образованием a-фазы и наличием феррита.
Получившие широкое применение стали типа 25-20 и 25-12 имеют склонность к образованию a-фазы. При этом хромоникелевая сталь типа 25-20 менее склонна к образованию a-фазы. Умеиь-233
Рис. 129. Выделения ff-фазы в хромоникелевой стали типа 18-12-ЗМо-Т1. XI0000:
а — после закалки с 11804-650’ С, 2 ч; б — после закалин с 1180“ С 4- 2 Ч, 550’С (начало выделения <т-фазь1 в феррите); s — закалка с 1180’ С + 2 ч 800’ С (переход а-фазы в аустенит)
234
шение содержания хрома и кремния в стали типа 25-20 и повышение содержания углерода способствуют большей стойкости сплава против образования ст-фазы и растрескивания. Стали типа 25-12, более склонные к образованию ст-фазы, и растрескиванию, могут быть улучшены за счет повышения аустенитообразующих элементов и понижения ферритообразующих, а также применения соответствующей технологии изготовления.
Стали с 29% Сг, 4—10% Ni, имеющие большую склонность к образованию ст-фазы, с успехом применяются, если по условиям
Тенлератщщ. (гпарвния. ‘С
Рис. 130. Влияние ЮО-ч старения при 700, 800 п 900° С на изменение твердости и ударной вязкости хромоникелевой стали 25-20 с 2% Si [200 ]
работы (например, нагрев при более высоких температурах) ст-фаза образуется в незначительном количестве.
Выделение ст-фазы в хромоникелевых сталях увеличивает твердость и прочность при комнатных температурах и очень сильно уменьшает вязкость и пластичность. Следует избегать применения сталей, которые будут иметь склонность к выделению ст-фазы, для деталей, работающих в интервале температур ее выделения.
Образования ст-фазы можно избежать соответствующим выбором состава или с помощью термической обработки, растворяя ст-фазу при высоких температурах и фиксируя твердый раствор путем закалки.
Таблица 92
Химический состав (%) сплавов, рекомендуемых и нерекомендуемых к применению
Рекомендуемый			Нерекомендуемый		
Сг	Fe	NI		Fe	NI
20	70	10	28	68	4
15	50	35	28	67	5
12	28	60	28	63	9
17	17	66	30	50	20
235
Из сопоставления данных по влиянию структуры на жаропрочность следует, что лучшие результаты показывают полностью аустенитные стали или аустенито-карбидные дисперсионно твердеющие стали и хуже — аустенито-ферритные стали. В то же время в случае сварки наличие небольших количеств феррита в сварных швах способствует лучшей стойкости против горячего растрескивания [202].
Рис. 131. Влияние длительности старения при 500 и 600° С на изменение магнитных свойств и ударной вязкости хромомар-ганцевовольфрамовой стали типа 14-14-2 с 0,15% С [200]
Изучение условий образования сг-фазы в хромоникелевых сталях типа 25-20 (ЭИ417) позволило установить, что заметное выделение сг-фазы (для большинства сплавов) начинается уже после 70—1 ОО-ч выдержки при 850° С.
В начале старения сг-фаза выделяется в виде тонкой цепочки по границам зерен аустенита и по плоскости сдвига. С увеличением продолжительности старения происходит коалесценция частиц сг-фазы: цепочка разрывается и сг-фаза выявляется в виде отдельных частиц вытянутой или угловатой формы.
В сплавах с повышенным содержанием углерода после старения выделившиеся сг-фаза и карбиды образуют смесь. Твердость сг-фазы равна 550—750 НВ, т. е. в несколько раз выше твердости аустенита (160—220 НВ).
236
Выделение сг-фазы по границам зерен в стали 25-20 сопровождается резким снижением ударной вязкости при комнатной и высоких температурах (650, 750, 850° С), работой разрушения прн испытании на машине для ударной усталости, снижением значений удлинения и сужения, а также возрастанием прочности и твердости сплавов.
Повышение твердости в процессе старения происходит непрерывно; при более длительных выдержках (300—400 ч) наблюдается снижение твердости вследствие коалесценции частиц сг-фазы.
Твердость в горячем состоянии плавно снижается с повышением температуры испытания до 700° С; при более высоких температурах наблюдается резкое падение значений твердости.
Химическим анализом осадка ст-фазы, электролитически выделенного из сплавов типа 25-20 с различными присадками, установлено, что ферритообразующие элементы присутствуют в осадке в значительно больших количествах, чем в сплаве, из которого была выделена ст-фаза, и, наоборот, концентрация элементов, затрудняющих образование этой фазы, ниже их концентрации в сплавах.
Холодная деформация сплавов перед старением увеличивает количество выделившейся сг-фазы вследствие появления дополнительных поверхностей раздела (плоскостей сдвига).
В результате рентгеновского анализа установлено, что в процессе старения происходит изменение состава сг-фазы в сторону замещения атомов железа (и никеля) атомами с большими атомными радиусами (хрома, молибдена, кремния, алюминия). Это подтверждается и химическим анализом осадка выделенной <т-фазы.
Число линий сг-фазы не зависит от состава сплава и определяется главным образом относительным содержанием сг-фазы в сплаве. Расположение линий'на рентгенограммах и их количество указывают, что сг-фаза ближе подходит к интерметаллическому соединению переменного состава с сильно искаженной решеткой.
Дилатометрические определения показали, что процесс выделения сг-фазы сопровождается сокращением объема сплавов.
Рядом исследователей [204, 205] установлено что введение —2% Si в хромоникелевые стали типа 25-20 способствует образованию о-фазы при длительных выдержках. Когда сг-фаза в этой стали выделяется в виде мелких, равномерно распределенных дисперсных частиц, то она благоприятно влияет на жаропрочность при кратковременном сроке службы изделий, когда скорости деформации достаточно высоки.
В тех случаях, когда величины пластической деформации незначительны (при очень длительном сроке службы), то присутствие сг-фазы, как правило, уменьшает сопротивление ползучести. Если стали имеют склонность к образованию сг-фазы, то терми-
237
ческую обработку рекомендуется вести на более крупное зерно, так как в этом состоянии стали имеют более высокое сопротивление ползучести. Для сталей типа 25-20 с кремнием такой обработкой является закалка на аустенит с 1050—1150° С с соответствующей выдержкой, которая должна обеспечить несколько более крупное зерно.
Однако при обработке на более крупное зерно может сильно уменьшаться пластичность, что имеет значение, когда изделие при работе подвергается воздействию большого количества тепло-смен.
Установлено, что о-фаза в сталях с 18% Сг и 8—16% Ni присутствует при содержании от 0,75 до 3% Nb после длительного нагрева этих сталей при —650° С. Однако в большом количестве о-фаза в этих сталях не образуется вследствие образования других фаз—карбидной и интерметаллидной [192]. Особенно быстро о-фаза образуется в аустенито-ферритных сталях типа 18-10 с 2,5—4% Si. Магнитность, пластические свойства очень сильно изменяются уже при нагреве в течение нескольких часов, ударная вязкость и пластичность резко падают в интервале 550—900° С Магнитность уменьшается в связи с тем, что немагнитная о-фаза выделяется в ферритной составляющей. Холодная обработка, предшествующая нагреву сталей при умеренных температурах, способствует образованию о-фазы, в то время как при высоких температурах ее эффективность меньше. Уменьшение ударной вязкости и охрупчивание стали типа 18-8 нельзя связать с карбидным упрочнением, так как более стабильные карбиды образуются значительно быстрее, чем выделяется о-фаза.
Следует отметить, что жаропрочные свойства в случае выделения о-фазы при рабочих температурах ~600—650 С могут быть достаточно высокими, но это в сильной степени зависит от степени дисперсности о-фазы.
У хромоникелевых сталей типа 18-8 с ниобием и молибденом о-фаза образуется и в сварных швах. В результате распада феррита в о-фазу при длительных испытаниях в интервале умеренных температур наблюдается неожиданное увеличение жаропрочности. В табл. 93 приведены данные [202] по влиянию феррита на жаропрочность двух сталей с молибденом н ниобием, имевших до испытания 4 и 10% феррита. После длительных испытаний обе стали имели только аустенит и о-фазу, т. е. весь феррит при длительных выдержках превратился в о-фазу.
Таким образом, присутствие феррита в сварных швах с точки зрения жаропрочности является полезным, в то время как в деформированном и термически обработанном материале наличие феррита отрицательно сказывается на жаропрочности при 650° С. Эта разница, вероятно, объясняется тем, что в сварном шве феррит распределен в виде очень тонких, достаточно дисперсных включений и при длительных выдержках превращается в о-фазу. 238
Таблица 93
Влияние феррита на жаропрочность сталей
Сталь	Химическmi состав, %						Структура сварного шин	°.10000 п₽и 650°.С кГ/м.и1
	Ь	Мп	Si	Сг	Ni	другие элементы		
19-9Nb	0,08	1,65	0,56	19,7	9,84	1,05 Nb	Аустенит-)- 10% феррита	11,2—14,8
18-I3MO	0,09	2,21	0,63	18,8	13,1	2,16 Мо	Аустенит |- 4% феррита	9,8
Жаропрочные характеристики могут увеличиваться или уменьшаться в зависимости от условий образования сг-фазы и температуры испытания. При небольшом сроке службы присутствие <т-фазы в хромоникелевых сталях типа 18-8 с присадками может быть полезным, так как несколько повышает жаропрочность при невысоких температурах испытания. При длительных испытаниях, особенно при повышенных температурах вследствие коагуляции сг-фазы, присутствие ее нежелательно, так как сопротивление ползучести и длительная прочность уменьшаются. Ударная вязкость при высоких температурах в присутствии о-фазы не так сильно изменяется. Присутствие о-фазы уменьшает коррозионную стойкость хромоникелевых сталей типа 18-8 с титаном в кипящей 65%-ной HNO3.
Влияние легирующих элементов на положение а- и у-областей
Ряд хромоникелевых сталей, кроме основных элементов, входящих в состав твердого раствора, содержит и другие легирующие элементы, которые добавляют для придания сталям различных свойств (повышения жаропрочности, технологичности, изменения коррозионной стойкости и др). Эти элементы, входя в состав сплава, изменяют соотношение между фазами.
Одни из них (углерод, азот, никель, марганец, медь и в некоторых случаях кобальт) действуют в сторону образования аустенита, способствуя расширению аустенитной области, а другие (хром, вольфрам, тантал, молибден, титан, ниобий, кремний, ванадий, алюминий) — в сторону образования феррита, способствуя расширению ферритной области. Степень влияния того или иного элемента можно определить, исходя из сопоставления данных по сужению у-области по сравнению с диаграммой системы Fe—С.
Некоторые из ферритообразующих элементов, например хром, способствуют стабилизации аустенита путем задержки превращения при низких температурах, и поэтому косвенно действуют как аустенитообразующие при определенной концентрации. Кроме 239
того, ряд элементов — ниобий, титан, тантал, хром и некоторые другие — имеют большую склонность к образованию стойких карбидов, что уменьшает их способность в присутствии углерода действовать в качестве ферритообразующих элементов. Однако образование карбидов уменьшает количество свободного углерода, действующего как сильный аустенитообразующий элемент. Азот, так же как и углерод, способствует образованию аустенита.
При введении в хромоникелевые стали >20% хрома, молибдена, ниобия, кремния, титана и др. может образоваться сг-фаза, усложняющая фазовый состав стали, особенно при длительном воздействии повышенных температур. По этим причинам очень трудно выявить роль каждого из элементов, тем более что каждый из них действует не в одном, а в нескольких направлениях. Нельзя считать, что от введения двойного количества элементов следует ожидать двойного эффекта в изменении свойств.
В табл. 94 приведены данные по влиянию легирующих элементов на способность их действовать в качестве феррито- или аустенитообразующих элементов в хромоникелевых сталях.
К наиболее сильным аустенитообразующим элементам отгю-сятся углерод и азот, входящие в твердый раствор в виде фаз
Таблица 94
Феррито- и аустенитообразующее влияние различных элементов (эквивалентность по отношению к хрому)
Элемент	Материал и источник		
	прокат [206*. 207]	сварной металл [206—210]	Литье [211)
Аустенитообразующие элементы
Углерод	13	30	30	30	30	17
Азот , .	—	26	—	—	—	11
Никель	1	1	0,5	1	1	1
Марганец	0,7	—		0,5	0,5	
Медь		0,3	—	—			
	Ферритообразующие элементы					
Алюминий	12					
Ванадий	И	—			—.	
Титан .	7,2	—		5		
Кремнии	5,2			1	1,5	1,6
Ниобий .	4,5			2	0,5	2,8
Молибден	4,2	2,25	2	2	1	—
Тантал . .	2,8			—		
Вольфрам	2,1	—		«*•	—	—
Хром		1	1	1	1	1	1
* В работе Тильмана [206] исследованы легированные и нержавеющие стали, в осталь-них работах — хромоникелевые нержавеющие стали-
240
внедрения, а среди ферритообразующих — алюминий, ванадий, титан, кремний и ниобий.
Наблюдаемая разница в значениях эквивалента для одного и того же элемента по различным источникам объясняется тем, что их влияние зависит не только от состава стали, но также от структуры, условий термической обработки, величины зерна, их рас-
творимости или рас-творимости их соединений.
Например, в при-сутствии углерода или азота для эле- zo ментов, образующих £ ;б хтойкие карбиды (ти- $ 12 тан, ниобий), необходимо учитывать влия-	8
ние концентрации	«
элемента, находяще-
гося в твердом рас- о г 4 6 в м к v rs ;; гг 2ч 25 творе.	'- •
На рис. 132 при- рис [32, Влияние хрома и никеля на положение ведена видоизменен- структурных составляющих в системе железо — ная диаграмма Мау-	хром—никель с содержанием ~0,10% С
рера [210], на которой нанесены области существования структурных составляющих в системе железо—хром—никель в интервале следующих составов: 0,07—0,13% С, 17—26% Сг, 3—11 % Ni, 0,30—0,48%Мп, 0,23—0,37% Si.
Кроме никеля и хрома, в сталях присутствуют другие легирующие элементы, действующие в том или ином направлении; области распространения фаз будут иными и диаграмма нуждается в корректировке.
Такого рода корректировка, согласно данным Поста и Эберли [212], производится в виде формулы
Ni % =
(Сг 1,5Мо —20)г 12
МД% _ 35С
15.
Это уравнение действительно для следующего интервала составов: 0,03—0,20% С, 0,40—4,0% Мп, 0,30—0,50% Si, 14— 25% Сг, 7,5—21% Ni, 0—3% Мо.
Формула определяет количество никеля, необходимое для полу: чения стали с полностью аустенитной структурой, и широко используется при проверке составов хромоникелевых сталей, подвергающихся горячей обработке давлением; она вполне себя оправдала в случае катаных и кованых полуфабрикатов, применяемых после закалки на аустенит.
16 Химушин 993	241
Известно, что присутствие феррита в хромоникелевых сталях весьма вредно сказывается при прошивке трубных заготовок и при других сложных операциях горячей обработки давлением. Полностью аустенитные стали в этом случае ведут себя лучше.
Для сварочных операций, при которых в сварном шве обра-
Рис. 133. Структурная диаграмма для нержавеющих хромоникелевых сталей в литом состоянии и для сварного металла [210]
дуется в следующем виде, соответствующем диаграмме, представленной на рис. 133:
Ni % — 1,1 (Cr-hMo + l,5Si + l,5Nb) —	---30C —8,2.
На этой диаграмме по оси абсцисс отложено количество ферритообразующих элементов, а по оси ординат — аустенитообразующие элементы, входящие в состав стали.
Влияние ферритообразующих элементов титана, ниобия и молибдена проявляется, когда их вводят в хромоникелевую сталь типа 18-8, которая при >0,06 % С считается полностью аустенитной. Поэтому для предупреждения образования ферритной составляющей а, т. е. появления двухфазности (у + а) в сталях, содержащих 18% С с указанными присадками, повышают содержание никеля до 9, 11 и 12% (Х18Н9Т, 0Х18Н12Б и Х17Н13М2Т). Так как нижний предел по никелю у этих сталей остается сравнительно невысоким, то при повышенном содержании ферритообразующих элементов в указанных сталях появляется крайне нежелательная ферритная фаза а. 242
Глава XV
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ ПЕРЕХОДНОГО КЛАССА
(АУСТЕНИТО-МАРТЕНСИТНЫЕ НЕРЖАВЕЮЩИЕ СТАЛИ)
Структура и свойства
Стали этого типа в настоящее
время применяются в качестве
Рис. 134. Изменение предела текучести малоуглеродистых сталей переходного класса в зависимости от легирования после различных видов термической обработки:
/ — закалка; 2 — закалка и обработка холодом; 3 — закалка, обработка ^холодом и старение. Цифры у кривых —^о,2 кГ/мм*
конструкционного материала в самолетах, на транспорте и в летательных аппаратах [214—223, 231, 232, 401, 402, 1731 (табл. 95— 96).
Подавление эвтектоидного распада у и снижение температуры мартенситного превращения (точки Ms) в результате присадки аустенитообразующих элементов(никеля,марганца, азота, углерода и частично хрома) приводит к образованию сталей переходного класса с аустенито-мартенситной структурой и соответствующему изменению свойств (рис. 134). При нагреве сталей этого класса до высоких температур они становятся полностью аустенитными. При быст
ром охлаждении стали полностью сохраняют аустенитную структуру или частично распадаются на мартенсит, что зависит от точки (/Ws).
Поэтому стали переходного класса могут быть мягкими после аустенизации или твердыми (упрочненными) со структурой мартенсита.
Количество превращенного аусте-
нита в мартенсит тем больше, чем медленнее охлаждение и чем ниже температура охлаждения. Превращение у->М протекает в этих сталях не полностью и с большой инерцией.
Механические и физические свойства этих сталей зависят от
количества аустенита, превращенного в мартенсит, и процессов, связанных с образованием интерметаллидных или карбидных
16*
243
Таблица 95
Химический состав [%] и применение хромоникелевых аустенито-мартенситных сталей (отечественные)
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках—заводская)	с	Si	Мп	Сг	Ni	Другие элементы	Применение
Х15Н9Ю (ЭИ904, СН2) Х17Н7Ю (ЭИ973) Х17Н5МЗ(СНЗ, ЭИ925) Х15Н8М2Ю (СН4, ЭП35) Х16Н6 (ЭП288) 3X13H7C2 (ЭИ72, Х13Н7С2)	<=0,09 ^0,09 0,06— 0,10 0,05— 0,10 0,05— 0,09 0,25— 0,34	ГО °	/Л	/Л	/Л	/Л	/Л о	о	о	о	о w	kj	^q	~-q	оо	оо о	/Л /Л	/Л	/Л	/Л	/Л О'"	о	о	о	о Cq о	^q	-Ч	00	00	14,0— 16,0 16,0— 18,0 16—17,5 14.2— 15,8 15,5— 17,5 12—14	7,0—9,4 6,5—7,5 4,5—5,5 7,0—8,5 5,0—8,0 6,0—7,5	0,7— 1.3А1 0,8— I.3A1 3,0— 3,5Мо 1,2— 1.8А1 1,6— 2,4Мо	Детали для силовых конструкций, работающих до 450—500° С Изделия, работающие в атмосферных условиях и в ряде органических веществ, солей и слабых кислотах Элементы конструкций, работающие при 500 — 550° С Выпускные клапаны поршневых двигателей
Таблица 96
Химический состав (%) и применение стареющих аустенито-мартенситных сталей [180] (зарубежные)
Марка сплавов	С	Мп	Si	Сг	Ni	МО	Другие элементы	Применение
17-7РН	0,09	—	ф—	17,0	7,1	—	1,1 А1	Обшивка, панели, детали конструкций, коробка передач, диски компрессора, лопатки ротора компрессора, направляющий аппарат компрессора, форсажная камера. Для управляемых снарядов: носовой конус, обшивка, детали конструкций, кольца, детали крепления, камера сгорания

Марка сплавов	с	Мп	Si	Сг
Нержавеющая W	0,12	—	—	17,0
АМ-350	0,10	1,00	0,40	16,5
АМ-355	0,15	1,00	0,40	15,5
ДМ-357	0,24	1,00	0,30	14,0
РН15-7Мо	0,09	1,00	0,4	15,0
РН14-8МО	.<0,05	1,0	1,0	13,5—
				15,5
17-4РН	0,07	—	—	16,5
Maraging:				
ржавеющая с 18% Ni as= 140 к.Пмм-	<0,03	<0,10	<0,10	
с 18% Ni	<0,03	<0,10	<0,10	—
= 175 и				
210 кГЛш2 с 25% Ni	<0,03	<0,10	<0,10	—
Продолжение табл. 96
Мо	Другие элементы	Применение
2.75	0,2% N, l.OTi, 1,0 Al	Свариваемые листовые детали повышенной прочности Детали креплений конструкций, диски компрессора» лопатки ротора компрессора, направляющий аппарат компрессора. Обшнвка, хвостовой конусн камера сгорания управ ляемых снарядов
2,75	0,10N	Обшнвка, панели, детали креплений конструкций, хвостовой конус управляемых снарядов
2,75	0.10N	То же
2,25	1.2A1	»
2,0—	0.015P	Элементы конструкции самолетов
3,0	0,010S 0,75—1.5A1	F-86, RS-70 11 др. [767]
—	0,35Nr	Обшивка, панели, детали конструкций, кольца, детали крепления, кольца
3,25	8,5Co, 0,2Ti, 0, ЮА1, 0,003В, 0,02Zr, 0,05Ca	Корпус ракет, оболочки космических аппаратов, шассн самолетов. крепеж и др. высокопрочные конструкции
4.9	9,0Co, 0.6Т1, 0,10AI+ -|-B, Zr и Ca	То же
—	1.45T1, 0,4Nb 0.25A1+ H-B, Zr л Ca	То же и детали, работающие при криогенных температурах
фаз, оказывающих дополнительное влияние на упрочнение (табл. 97).
Содержание легирующих элементов в сталях этого типа оказывает большое влияние на процесс превращения и должно находиться в достаточно узких пределах, что вытекает из диаграмм зависимости прочностных свойств от легирования и термической обработки (рис. 135—136). Аустенито-мартенситные стали, химический состав которых приведен в табл. 95 и 96, получили практическое применение. Больше всего используются хромоникелевые стали типа 1 7-7 с неустойчивым аустенитом с присадками алюминия или титана (17-7РН, 17-7 W и PHI5-7Mo, Х15Н90, Х17Н7Ю и др.) [213—223, 639, 702).
Алюминий и титан играют двоякую роль; с одной стороны, они связывают углерод и азот в карбиды и нитриды, уводя этим самым из твердого раствора сильные аустеиитообразующие элементы. Это, сообщает хромоникелевой стали 17-7 способность к превращению у-->Л4. С другой стороны, избыток алюминия и титана, не связанных в карбиды и нитриды, способствует образованию интерметаллидных фаз при умеренных температурах и дополнительному упрочнению за счет дисперсионного твердения. Предполагается, что дисперсионное твердение развивается преимущественно в ферритной фазе, имеющей меньшую растворимость фаз по сравнению с аустенитной. Поэтому наибольшее упрочнение достигается в том случае, когда сталь имеет достаточное количество мартенсита.
Процессы, протекающие в аустенито-мартенситных сталях, изучены в работах [112, 214, 215, 261 1, а практическое применение этих сталей описано в работах [216—219, 635].
Следует отметить, что процессы упрочнения сталей связаны не только с бездиффузионным мартенситным превращением, по и с образованием новых фаз, в том числе карбидных и интерметаллидных.
Высокие прочностные свойства стали типа 17-7РН получаются в результате специальных режимов термической обработки, включая обработку холодом (для полноты распада у-»-Л4), старение при 500 и 550°С и наклеп в холодном состоянии, аустенизации, дестабилизации, одинарного или двойного старения, обработки холодом и холодной обработки давлением (табл. 97 и 98).
Аустенито-мартенситные стали широко применяются при изготовлении легких высокопрочных конструкций авиационной техники, работающих при обычных атмосферных условиях и при повышенных температурах, для обшивки сверхзвуковых самолетов и других летательных аппаратов. На рис. 137 показано изменение 100-4 длительной прочности этих сталей в сравнении с другими нержавеющими сталями в зависимости от температуры испытания. Как видно, они достаточно прочны при температурах не выше 450 246
Таблица 97
Механические свойства хромоникелевых сталей переходного класса
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках—заводская)	Полуфабрикат	Термическая обработка	Механические			свойства	
					6 1	-ф	“/г К Г •М./САЛг
			кг/	ММ 2	О /		
X15Н9Ю (ЭИ904)	Лист 1 Сорт и прутки 2	Закалка с 1040—1080° С, на воздухе, Нормализация при 925—975° С, обработка холодом при —50, —70° С, 2 ч, и старение при 365—500° С, 1 ч	ПО 120	90	20 10	45	4
Х17Н71О (ЭИ973)	Сорт 3	Закалка с 1030—1070° С на воздухе, первый отпуск при 740—760° С, воздух, и второй отпуск при 550—600° С, воздух	85	70	10	40	5
3X13H7C2 (ЭИ72)	Сорт 3	Закалка с 1050° С вводе, отжиг 860— 880° С, 2 ч, охлаждение до 700° С в течение 2 ч и затем с печью. Нормализация 660—680° С, 30 мин, воздух. Закалка с 790—810° С в масле	120	80	8	25	2
1 Лист по ГОСТ 5582 — 6!. 2 Толстый лист по ЧИТУ 62—58. 3 Сорт, прутки по ГОСТ 5919—61.
Продолжение табл. 97
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках—заводская) t	Полуфабрикат	Термическая обработка	Механические свойства				
			аЬ		6		ak кГ-м/см*
			кГ /	MAt2	0	4	
Х17Н5МЗ (СНЗ)	Лист 1	Состояние поставки	>95	35	15	—	—-
		Нормализация при 950° С + обработка холодом при —70° С, 2 ч + старение 450° С, 1 ч	>120	85	8,0		
	Прутки и поковки	То же	>120	85	12	50	—
	То же	Нормализация	>100	45	20	55	—
Х15Н8М2Ю (СН4)	Лист 1	Нормализация при 1050“ С	<115	<50	>18	—	—
	Лист 1	Нормализация с 925—950" С, обработка холодом при —70° С, 2 ч, и старение при 500’ С, 1 ч	>150	130	^8		—
1 Лист по ГОСТ 5582—61.
-------1—I-------1—I--------1-	------1—•-------1—1-----------
6.68 Z4 7,75	8.35 6.76	9.52 6,68 Л 7.75	8.35 8.76	3'52
№,%	Ni,7,
Рис. 135. Влияние никеля на изменение прочностных свойств стали состава: 0,065% С, 0,46% Мп, 0,22% Si, 15,35% Сг, 0,96% AI в зависимости от закалки:
/ — с 1050° С; 2 — с 1050° С. обработка холодом; 3 — с 1050° с. обработка холодом при —70° С и старение при 500° CF 1 ч, 4 — с 760° С; 5 — 760° Си старение I ч при 500° С
Рис. 136. Влияние титана и алюминия на прочностные свойства сталей состава: а — 0.06% С; 0,30 Si, 0,7% Мп, 16,0% Сг, 6,8% Ni; б — 0,06% С. 0,25% Si. 0,82% Мп, 16,1% Сг, 6,6% Ni; I — закалка с 1050° С; 2 — закалка с 1050° С и са прение при 500’ С, 1 ч
289
и 500° С. Более подробные данные приведены при описании свойств сталей отдельных марок, а коррозионная стойкость их в различных средах — в гл. XXXIV.
Рис. 137. Изменение 100-и длительной прочности сталей переходного класса в зависимости от температуры испытания
250
Таблица 98
Механические свойства стали 17-7РН после различных режимов термической обработки (в числителе — характерные свойства, в знаменателе — свойства, указанные в ТУ)
Обработка	Термическая обработка	°0,2	°Ь	6 % da = = 50,8 лм<)	Твердость HRC
		кГ/	«л2		
д	Нормализация или закалка с 1020—1050° С (аустенизация)	28,0	91,5	30	85 *
		==38,7	==105,5	>20	<92 *
т	Тоже-)- выдержка при 745—775° С, 1,5 ч, охлаждение на воздухе (дестабилизация)	70,0	102,0	9	31
ТН950	То же + старение при 495—525° С, 30 мин. (одинарное старение)	126,5	147,5	7	44
		>116,0	>130,0	>6	—
ТН1050	То же + старение при 550—580° С, 1,5 ч (двойное старение)	116,0	137,0	8	42
		>105,5	>126,5	>в	—
С	Нормализация или закалка с 1020—1050° С, нагартовка с обжатием -60%	130,0	151,0	1	43
СН900	То же -ф- старение при 465—485° С, 0,5— 1,0 ч	169,0 >162	176,0 >169	[*	49
♦ По шкале В-
Свойства и термическая обработка хромоникелевой стареющей стали Х17Н7Ю (ЭИ973) и Х15Н9Ю
(ЭИ 904)
Эта сталь получила широкое применение при изготовлении высокопрочных и легких конструкций, применяемых в самолетостроении и ракетной технике. Влияние режимов термической обработки и температуры испытания на механические свойства стали 17-7РН показано в табл. 98 и на рис. 139.
Закалка или нормализация при высоких температурах сообщают етали в основном структуру метастабильного аустенита, в котором присутствует небольшое количество мартенсита (5—10%) 251
и 6-феррита (5—10%). В нормализованном при 1000—1050"С состоянии сталь имеет низкий предел текучести, высокую пластичность и хорошо поддается штамповке.
Для полноты старения при 500—550° С сталь необходимо подвергнуть промежуточной термической обработке —отпуску при 745—775° С, в результате которого в аустените происходит образование карбидов хрома типа (Сг, Fe)a3C(;. При выделении карбидов аустенит обедняется углеродом и хромом, в результате чего сильно уменьшается стабильность аустенита и повышается точка
Рис. 138. Влияние пластической деформации при прокатке стали СН2 на механические свойства и количество мартенсита:
.' — после деформации; 2 — после старения при 480“ С, 1 ч
Теп перат ура испттанаяТС
Рис. 139. Изменение механических свойств стали 17-7РН в зависимости от температуры испытания (состояние ТН950, табл, 98; ударная вязкость по Шарли)
мартенситного превращения (МД Для полноты превращения рекомендуется сталь охлаждать до комнатной температуры и выдерживать при этой температуре около 30 лси«. После такой термической обработки (обработка Т, табл. 98) сталь имеет оП)2 да 70 кПлш2. Дополнительное старение при 495—525° С в течение 30 мин вызывает еще более полный распад аустенита с образованием упрочняющих интерметаллидных фаз.
После старения при 500° С получается сравнительно низкая пластичность. Для получения более высокой пластичности (прочность при этом несколько понижается) старение часто проводят при 550—580° С с выдержкой 1,5 ч.
252
Кроме указанной термической обработки, применяется обработка холодом. В том случае, когда точки мартенситного превращения Ms у сталей относятся к комнатной температуре или несколько ниже, то обработка холодом вызывает переохлаждение стали ниже точки Ms и этим самым увеличение количества мартенсита в стали.
Пластическая деформация (наклеп) в холодном состоянии часто применяется при изготовлении высокопрочной ленты и проволоки. В результате действия наклепа количество мартенсита при превращении	увеличивается с увеличением степени
обжатия и понижением температуры пластической деформации (рис. 138).
Этот способ повышения прочности используется самостоятельно п в сочетании с последующим старением при температурах 460— 500° С (табл. 98).
В отечественной практике сталь типа 17-7РН применяется в виде марки Х15Н9Ю (ЭИ904) (см. табл. 99) [112, 220, 639].
Таблица 99
Механические свойства стали ЭИ904 (листовой материал) при кратковременном испытании на растяжение (10—20 мин) при различных температурах испытания
Температура испытания °C	°Ь	СТ0.2	6. %_ (5.65 VF )
	кГ/мм* (	не менее)	
20	130/140	105/115	10/8
200	113/120	90/98	8/4
300	105/115	85/95	8/4
400	100/110	80/90	8/5
500	75/95	50/70	10/8
550	—/70	—/42	—/14
Примечание. В числителе указаны значения, полученные на стали в мягком состоянии, после нормализации при 900—950° С, обработки холодом при —70° С, 2 ч, старении при 500° С, 1 ч! в знаменателе — в нагартованном состоянии, старение при 480° С, 1 ч.
В мягком состоянии сталь слабомагнитна (100—1000 гс). В упрочненном состоянии сталь магнитна: после обработки холодом со старением магнитное насыщение составляет 10 000— 13 000 гс; в полунагартованном состоянии после старения — магнитное насыщение 6000 —10 000 гс; в нагартованном состоянии после старения — магнитное насыщение 10 000—13 000 гс.
В табл. 97 показаны механические свойства стали ЭИ904 после различных обработок при комнатной и высоких температурах.
С повышением температуры пределы прочности и текучести уменьшаются. Относительное понижение пределов прочности и 253
текучести стали в полунагартованном и состаренном состояниях при повышенных температурах испытания такое же, как и стали в нагартованном состояниях.
Длительная 10-ч прочность листового материала, упрочненного обработкой холодом со старением, совпадает с кратковременной прочностью до 300° С, а упрочненного нагартовкой со старением — до 400° С.
Отношение сопротивления срезу к пределу прочности тсР : оь = = 0,6.
Рис. 140. Влияние нагрева (выдержка 1 ч) на механические свойства и процесс обратного превращения стали СН2:
а — после нагартовки; б — после закалки и обработки холодом при —70° С, 2 ч
Предел прочности при 20 и 350° С листового материала толщиной 1 мм при консольном знакопеременном симметричном изгибе составляет 0,38.
Предел прочности и количество распавшегося в результате холодной деформации мартенсита увеличивается с увеличением степени деформации. Максимум свойств холоднодеформированная сталь Х15Н9Ю приобретает после отпуска при 450° С (см. рис. 138 и 140) [639].
Предварительная обработка холодом при —70° С способствует еще большему упрочнению стали при холодной деформации.
Изготовленные из холоднокатаной ленты клапаны коксогазовых компрессоров, подвергнутые термической обработке (по трем 254
вариантам), показали высокую стойкость по нами из сталей 70С2ХА и У8А [652 1.
I.	Нормализация при 975’ С, обработка холодом при —70° С и старение 1 ч при 475’ С
II.	Прокатка нормализованной ленты с 40— 60% -ным обжатием и старение 1 ч при 475° С..................................
III.	Нормализация при 975° С, обработка холодом при —70° С, холодная прокатка с 25%-ным обжатием и старение 1 ч при 475’ С..................................
сравнению с клапа-
кГ/мм* й, %
— 150	>10
~1G5	>5
— 190	>2—3
Влияние холодной деформации и старения на коррозионную стойкость подробно освещено в разделе о коррозии; старение при 475° С не всегда полезно с точки зрения коррозионной стойкости [675].
Согласно данным М. А. Люстрова, М. А. Мотекайтес, Л. С. Поповой, Е. Н. Рахлеевой и Н. Н. Шпагиной, сталь хорошо сваривается автоматической и ручной аргоно-дуговой, точечной и роликовой сварками в мягком и в упрочненном состояниях, образуя при этом вязкие сварные швы, не требующие обязательной термической обработки после сварки. При аргоно-дуговой сварке применяют обычно присадочный материал той же марки. Сталь хорошо сваривается с другими нержавеющими сталями аустенитного и аустенито-ферритного класса (1Х18Н9Т, X21HI3, ЭИ810 и др.).
Данные по прочности сварных соединений (без применения каких-либо методов упрочнения при сварке или после сварки) при 20 и 350° С приведены ниже:
20“ С 350° С
Аргоно-дугозая, кГ/мм2	>90 >48
Роликовая, кГ/мм2 . .	. >95 >60
Точечная (разрушающая нагрузка на
одну точку диаметром 5 ям), кГ 1200 750
Для повышения прочности сварных соединений в узлах и конструкциях, которые не могут подвергаться термической обработке после сварки, рекомендуется применять усиливающие накладки, приваренные к основному материалу точечной сваркой. Такой же метод конструктивного упрочнения сварного соединения можно применять и при роликовой сварке.
Прочность сварных соединений стали Х15Н9Ю может быть повышена (до = НО—130 кГ/мм2) термической обработкой сварных деталей: нормализацией при 950—975° С, обработкой холодом при —70° С с выдержкой 2 ч (или при —50 или —60° С с выдержкой 4 ч) с последующей рихтовкой и старением при 400 ± ±10° С с выдержкой 1 ч и охлаждением на воздухе.
255
Следует учитывать, что при обработке холодом размер детали увеличивается во всех направлениях примерно на 4 мм/м.
На рис. 141 и 142 показано изменение предела прочности сварных соединений стали, предварительно состаренных при 450, 500, 600° С в зависимости от температуры испытания.
Рис. 141. Влияние температуры старения на предел прочности основного металла (/)и сварного соединения (2) стали Х15Н9Ю. Режим термической обработки: нормализация при 950° С 4- выдержка при
—70° С, 2 ч
Термическую обработку сварных соединений проводили по следующему режиму: нормализация при 900—950° С и обработка холодом при —70° С в течение 2 ч.
Температура испытания/С
Рис. 142. Изменение механических свойств сварных соединений из стали X15H9IO в зависимости от температуры испытания и старения. Режим термической обработки: нормализация + выдержка при —70° С, 2 ч
Сталь Х17Н7Ю — нержавеющая и хорошо сопротивляется атмосферной коррозии, а также действию ряда агрессивных сред.
После нагрева, при 1050° С и охлаждения на воздухе или после 2-и нагрева при 700°С и последующего старения при 550°С сталь не имеет никаких признаков коррозии.
256
Сталь 17-7РН независимо от термической обработки (при 700° С или обработки холодом после старения при 500° С) обладает склонностью к межкристаллитной коррозии, после старения при 350° С обнаруживаются следы межкристаллитной коррозии [228].
Сталь Х17Н5МЗ (СНЗ)
Эта сталь имеет более высокую прочность при повышенных температурах (см. рис. 137) и применяется для тех же целей, что и сталь Х15Н91О (СН2) [112]. Она занимает промежуточное поло
жение между мартенситными и аустенитными сталями с точкой превращения аустенита в мартенсит ниже 20° С. На рис. 143 показано влия-
Т а б л и ц а 100
Прочность сварных соединений при комнатной и высоких температурах стали СНЗ (лист толщиной 1 лл)
Рис. 143. Изменение механических свойств стали СНЗ от содержания никеля и хрома:
а — сталь с 0.16% С. 16,6% Сг, 2,8% Мо. 0,42% Мп', б — сталь с 0,09% С, 16,0% Сг. 4,7% Ni, 0,49% Мп; 1 — закалка 1050° С;
2 — закалка 1050° С, обработка холодом при —70° С, 2 ч старение при 450° С
Состояние материала перед сваркой (аргоно-дуговой)	1 Температура испытания 1 °C	C/j сварного ' соедипеиии 1 кГ/мм’
Нормализация	20	3>90
при 950° С, обра-	450	80
ботка холодом при	500	75
—70° С в течение	550	68
2 ч и старение 651 ч		
ние никеля и молибдена на механические свойства стали СНЗ после различных термических обработок [6391, Таблица 101
Механические свойства листов из стали СНЗ
Состояние материала	мперугура п ытания	ядин		°(.,2	610 (5) %	С_J при IO? циК. лах		ся о О
		кГ / мм2				кГ/мм’		
Нормализация при	20	19 000	120	85	8,0	—	—	—
950° С 4- обработка	400	—	110	85	-	—	—	—
холодом при —70° С,	450	16 000	105	60	7,0	—	95	—
2 ч, и старение	500	—	95	60	—	45	65	22
	550		75	50	10	—	40	—
	600	—	50		—	—	25	—
17 Химушин 993
257
Механические свойства листов из этой стали с указанием режимов термической обработки приведены в табл. 97, а при высоких температурах — в табл. 100, 101.
Сталь Х15Н8М2Ю (СИ 4)
После упрочняющей обработки (нормализация, холод и старение) (см. табл. 97) сталь приобретает весьма высокую прочность (Qi > 150 к.Г!.ч.чс и CTo.a > 120 кГ/мм2') при удлинении —-1—10% и применяется в конструкциях, работающих при температурах до 450—500° С [112] (табл. 102).
Таблица 102
Механические свойства стали Х15Н8М2Ю при комнатной и высоких температурах (лист)
Состояние материала	мпература пытания	Е		<Т0,2	1,3 [/ к	°100	а0,2/100
	о» Г It>	кГ/мм*			«о-И	кГ/ммг	
Нормализация при 950° С,	20	19 000	150	130	7,0	 —	
обработка холодом при	250	17 200	140	120	5,0	—	—
—70’ С, 2 ч, старение при	350	—	130	105	6,5	135	- *
500—520’С, 1 ч	400	16 200	125	100	6,5	112,5	75
	450	—	120	90	8,0	99	64
	500	15 300	105	75	8,5	70	38
	550	—	85	70	9,0	44	—
	600	—	—	—	—	25	—
После нормализации сталь имеет аустенитно-мартенситную структуру с —20% феррита. При обработке холодом аустенит полностью распадается, а старение при 500°С способствует дополнительному упрочнению ферритной составляющей. После нормализации сталь хорошо штампуется, но прокатка ее протекает с ограниченными степенями обжатия.
Хромоникелевая сталь Х16Н6 (ЭП288)
После закалки с высоких температур сталь имеет до 40% мартенсита, высокую пластичность и легко поддается горячей и холодной деформации. Сталь имеет неустойчивую аустенитомартенситную структуру и становится сильно мартенситной после обработки при минусовых температурах (до 90% мартенсита) и последующего старения. В табл. 102а показаны механические свойства этой стали после различных видов обработки [822]. 258
Т а б л и U а 102а
Механические свойства стали Х16Н6 с 0,07% С
Термическая обработка	Температура ИС-	°Ь	ffo.2	6	4’
	пытания °C	кГ / ммг		%	
Закалка с 1050° С на воздухе	20	102—127	20—29	29—19	42—39
Закалка с 1000° Сна воз-	20	128—133	106—115	23—18	70
духе, обработка холодом при —70° С и старение, 1 ч, при	350	110—118	78—95	15—17	55—58
	400	105—118	75—93	15 — 17	55—59
425° С	450	100—110	76—85	15—17	55—59
	500	88—90	64—80	15 — 16	61—66
Примечание.
Ударная вязкость при 20° С 16 — 14 кГ-м/см*.
Сталь Х16Н6 имеет высокие прочностные свойства при комнатных и повышенных температурах до 450° СДтабл. 102а). Небольшие колебания элементов в составе стали сильно изменяют магнитность стали, что влияет на степень распада аустенита в мартенсите и на механические свойства стали.
Сталь Х13Н7С2 (ЭИ72)
Эта сталь применяется в качестве материала для клапанов двигателей внутреннего сгорания.
Сталь Х13Н7С2 (ЭИ72) относится к группе аустенито-мартенситного класса. Закалка с 1100° С в воде сообщает стали типично аустенитную структуру с твердостью 210 НВ. Отжиг при 850° С вызывает выделение карбидов и обеднение твердого раствора хромом, что при охлаждении при 140° С приводит к частичному распаду у->7И и увеличению твердости стали до 350 НВ.
Изменение механических свойств стали Х13Н7С2 в зависимости от температуры испытания показано на рис. 144, а кинетика превращений и свойства подробно описаны в работах [7, 225].
Для получения наиболее полного распада аустенита и сочетания высокой прочности с достаточной пластичностью изделие должно иметь мелкозернистую структуру (рис. 145, а и б), поэтому при ковке недопустим перегрев выше 1100° С. Термическая обработка состоит из: а) подогрева поковок до 800—850° С (20 мин) и дальнейшего нагрева в течение 10 мин при 1080— 1100° С и охлаждения в воде; б) 6-ч отжига при 870° С с охлажде-
17*	259
Рис. 144. Изменение механических свойств стали Х13Н7С2 в зависимости от температуры испытания (Н. Т. Гудцов, В. Д. Ширяев)
б
Рис. 145. Вид изломов клапанов из стали 13-7-3 с крупнозернистой (а) и мелкозернистой структурой (б)
260
нием до 700° С, с выдержкой при этой температуре в течение 2 ч и последующим медленным охлаждением вместе с печью; в) 30-лшн отпуска при 760° С; г) дополнительной закалки с 800°С в масле.
Механические свойства и структура стали 13-8-3 сильно зависят от величины зерна в исходном материале. Если сталь в состоянии поставки имеет очень крупное зерно вследствие перегрева до 1200° С и выше, то после приведенной выше сложной термической обработки она делается очень хрупкой (табл. 103).
Таблица 103
Изменение механических свойств стали 13-8-3 вследствие термической обработки-
Величина зерна материала по шкале		6		
ASTM перед термической				' If RS
обработкой		*	•	
Крупное, балл 1—2	120,3	2,1	1,6	35—37
	131,2	2,8	7,1	37—38
	126,0	4,8	6,9	36—38
Нормальное, балл 5—6	130,1	12,1	42,1	35—37
	125,2	10,3	45,1	36—38
	140,4	12,0	32,0	35—38
Характерно, что разница в свойствах особенно резко выявляется на термически обработанном материале, причем крупнозернистая сталь очень хрупка и имеет крупнокристаллический излом (рис. 144, а), а мелкозернистая сталь — характерный бархатный или волокнистый излом (рис. 145, б) и достаточную пластичность при той же прочности и твердости. Хрупкая сталь имеет мартенсит с крупными полиэдрами (балл 1—2 по ASTM) распавшегося аустенита, по границам зерен которых наблюдаются большие скопления карбидов и других продуктов распада аустенита.
Нормальная сталь имеет зерна величиной 5—6 баллов по шкале ASTM и отличается тем, что на границах зерен распавшегося аустенита нет больших скоплений и мартенситная структура стали более равномерна по всему полю шлифа [7].
Сталь 13-7 с кремнием достаточно жаропрочна в атмосферных условиях при нагреве до 900° С. В продуктах сгорания авиационного топлива с примесью этиловой жидкости сопротивление газовой коррозии этой стали несколько ниже (при 800° С). Результаты испытаний этой стали на окалиностойкость при различных температурах приведены в работе [224].
261
Согласно данным Колуэла [227 ], сталь 13-7 с кремнием обладает некоторой склонностью к разъеданию коррозией металлического натрия, особенно в присутствии гидроокиси, окиси и перекиси натрия, которые образуются при небрежном заполнения полости клапана металлическим натрием.
Глава XVI
ВЫСОКОПРОЧНЫЕ (РЖАВЕЮЩИЕ) ЖЕЛЕЗОНИКЕЛЕВЫЕ СПЛАВЫ СО СТАРЕЮЩИМ МАРТЕНСИТОМ
Структура, свойства и составы сплавов
По характеру легирования и структурных изменений железоникелевые сплавы этой группы близки к хромоникелевым сталям аустенито-мартенситного класса, которые рассмотрены в предыдущем разделе. Упрочнение этих сплавов достигается в результате мартенситного превращения (у->М) и дополнительного старения, протекающего в легированном железопикелевом мартенсите.
Составы сплавов подбирают так, чтобы при комнатных или пониженных температурах в них частично или полностью протекало у-->Л4-превращение (см. рис. 122, 127) с образованием легированного мартенсита, в котором при последующем нагреве несколько ниже линии превращения а->у протекало дополнительное старение, резко повышающее прочностные характеристики сплавов.
Следует отметить особенности химических составов сплавов этого класса. При их разработке стремились уменьшить до минимума содержание в твердом растворе элементов внедрения (С, N и О), которые оказывают охрупчивающее действие у высокопрочных сталей. Содержание углерода в сталях со стареющим мартенситом не должно превышать 0,03%. Более высокое содержание углерода считается вредным, так как способствует разупрочнению и их охрупчиванию вследствие образования карбидов титана (TiC) и молибдена (МоС). Титан и молибден в этом случае переводятся из твердого раствора в карбиды. Кремния и марганца должно быть ке более 0,20 % каждого, а серы и фосфора <0,01 % каждого.
На рис. 146 показано влияние легирующих элементов на мартенситные кривые, по которым определены температуры начала (Ms или Л4Н) и конца мартенситного превращения (Л4; или М.) для систем, составы которых приведены на рис. 147 [669].
262
Рис. 146. Влияние кобальта, молибдена и титана на температуру точек /Hj. и М; в сплавах с 20% Ni; 0,02—0,03% С; остальное железо
Рис. 147. Влияние легирующих элементов на мартенситные кривые малоуглеродистых (0,03% С) железоникелевых сплавов
Рис. 148. Прирост твердости железоникелевых сплавов после старения в зависимости от содержания никеля
Рис. 149. Изменение физических параметров: ширины интерференционных линий В, искаже-„	/ А« \
нии второго рода I -	1 , раз-
мера блоков D и твердости HV железоникелевых сплавов состава:
t — Fe—8% NI: 2 — Fe-8% Ni+
+ 1,6% , Al; 3 - Fe -8% NI +
4- 1.5% Ti
264
Из приведенных данных следует, что молибден интенсивно понижает точки мартенситного превращения, а кобальт и титан их повышают.
Титан и алюминий в сочетании с никелем способствуют дополнительному развитию процессов дисперсионного упрочнения при
Температура старения°с
Рис. 150. Влияние температуры старения на изменение твердости железоникелевых сплавов с 11 — 12% Ni с различным содержанием титана и алюминия
старении в результате образования интерметаллидных фаз NiTi, Ni3 (Ti, Al).
Установлено, что чем выше содержание никеля в сплавах, гем сильнее происходит процесс дисперсионного упрочнения при одинаковом содержании титана или алюминия или их суммы (рис. 148). Наилучшее сочетание свойств имеет место при введении никеля, в сплав около 20—25%, чем около 10—12%. Высоко-никелевые сплавы имеют более высокие пластические свойства, они менее склонны к охрупчиванию, чем сплавы с 10—12% никеля [656, 679].
На рис. 14'9—151 показана кинетика старения сплавов с 10— 12% Ni в зависимости от времени и температуры старения при различном их легировании [679], а в табл. 104 приведены механические свойства сплавов с 8—17 % Ni с различным легированием.
255
Сплавы В, Г и Д (табл. 104) обладают очень высокими характеристиками прочности при достаточной пластичности.
Электронномикроскопическое исследование сплавов со стареющим мартенситом показывает, что наибольшее упрочнение наблюдается в сплавах, в которых интерметаллидные фазы находятся в стадии предвыделения при 400—450° С, когда они еще когерентно связаны с твердым раствором и размер их не превышает 20 А.
Рис. 151. Кинетика изменения твердости железоникелевых сплавов с 8% Ni; 0,9% Al и 1,0% Ti после закалки (а) и холодной деформации (б)
При более высоких температурах старения (—500° С), когда наряду с процессом превращения происходит некоторое разупрочнение и укрупнение частиц выделившихся фаз, их структура выявляется более четко и они представляют собой интерметаллидные соединения типа (Ni, Fe) Al и Ni3Al, а в присутствии титана — типа Ni3 (TiAl) с той же кубической решеткой, но несколько измененными параметрами. Старение происходит внутри кристаллов мартенсита, которые имеют большое количество несовершенств. Однако старение не связано с образованием более тонкой структуры мартенсита, а оно связано с диффузией атомов легирующих элементов и образованием интерметаллидных фаз в мартенсите.
В табл. 105 приведен химический состав железоникелевых сплавов со стареющим мартенситом, применяемых в промышленности США [641—644, 665—668, 649 J.
266
Таблица 104
Механические свойства желе.лоникелевых сплавов со стареющим мартенситом
Условное обо- I 1начг»<кс сплава 1	Химический состав, %	Термическая обработка	Твердость HV		1 ”	6, ф	
				кГ/мн-		0/ /0	
А	Fe—8Ni—ITi— 0,9А1	После нормализации Нормализация 4-4 старение	250 460	112 170	100 160	8 6	40 30
Б	Fe—10Ni—1 Ti— 0.9A1	Нормализация Нормализация 4 4- старение	270 480	115 190	110 170	8 6	38 30
В	Fe—12Ni—1,5Ti— 1 Al—5,ЗЛ\о	Нормализация Нормализация -4 старение	320 620	220	205	8	30
г	Fe— 17Ni— 1.5Ti—l.OAL— 5,IMo	Нормализация Нормализация 4 4 старение	330 620	220	205	8	30
д	Fe—16Ni—0.8T1— 4,3Co—5,2Mo	Нормализация Нормализация 4 4- старение	265 600	НО 220	94 200	14 10	75 75
Е |	Fe—20Ni—l.OTi— 0,4Mo	Нормализация 4 4~ 3 ч при 490° С	49*	178	8,7	46	1,16
Ж	Fe—20Ni— 4,6Mo—7,7Co— 1 0,32Ti—В	Нормализация 4 4- 3 ч при 490° С	48®	164	156	9,4	4.8— 1,7
* Твердость по Роквеллу, шкала С.
267
Таблица 105
Химический состав, термическая обработка и свойства железоникелевых сплавов типа Maraging
Химический состав %	Полуфаб-рн кат	Термическая обработка	НЛс	°Ь (г)	а(1.2		б	1|>	(н) кГ J мм1	о6 (и)
				кГ/мм9			4		с6 (г)
Fe—18Ni—8,5Со—3,25Мо—0.2Ti— 0.I0AI—0,003В—0.02Z1— О.ОЗСа	Пластина	Нормализация при 815° С. 1 ч 4-4~ старение, 3 ч при 480° С	—	146	142	11	51	225	1,54
(os = 140 кГ/.мл’)		Горячая прокатка	старение» 3 ч при 480° С	—	145	137		2	222	1,52
Fe—19N1—9,0Со—4,9Мо—0,6Ti —	Пруток	Нормализация при 815° С, 1 ч	28—30	98	66	17	75			
0,10А1—0,003В—0,02Zr-0,05Ca (crs = 175 кГ/мм2		Нормализация -f- старение, 3 ч при 480° С	52	187	131	11	58	269	1,44
То же	Пруток	Нормализация при 815° С, 1ч		105	77	18	72		
(ns = 210 кГ./,им»		То же 4- наклеп Ц- старение, 3 ч 480° С	55	206	205	11	57	295	1.43
l-e-25.5Ni-0.4Nb 1.45TI 0.25Л1	Пруток	Нормализация при 815° С, 1 ч	10—15	92	28	30	72				
0.003В—0,02Zr—0,05Са		То же 4-705° С, 4 ч 4“ обработка холодом при —73° С 4-старение, 4 ч, 425° С То же, при 870° С, 1 ч 4“ холодная деформация 60% -р охлаждение при —73° С л-старение 480° С, 1 ч	52 52—53	185 195	174 190	12 13	53 58	214 253	115 130
	•Лист толщиной 2 мм	То же. при 815ст С, 15 мин, нагрев 704° С, 4ч, воздух, обработка холодом при — 73э С старение, 1 ч, 454° С		183	176	5,5		87	
Примечание, (н) — образцы с острым надрезом, (г) — гладкие.
Высокое сочетание прочностных свойств с пластичностью у этих сталей достигается в результате легирования и применения специальных методов термической обработки.
В зарубежной практике существует три группы железоникелевых сплавов со стареющим мартенситом (под названием Maraging), различающиеся по содержанию никеля (25, 20 и 18%). Кроме того, они подразделяются на подгруппы в зависимости от термической обработки.
Сплавы с 25 и 20% Ni легированы алюминием и титаном, которые являются основными упрочняющими элементами. Наиболее широко применяются сплавы с 18% Ni, содержащие кобальт и молибден (см. табл. 105).
Режимы термической обработки этих сплавов различны в зависимости от состава сплава, вида полуфабриката.
Следует особо подчеркнуть, что полученный в результате охлаждения с высоких температур безуглеродистый мартенсит независимо от легирования (до старения) обладает высокой пластичностью, ударной вязкостью и хорошей обрабатываемостью, чем существенно отличается от неотпущенного углеродистого мартенсита низколегированных сталей.
Железоникелевые сплавы с высоким содержанием никеля (—25%), приобретающие после нормализации аустенитную структуру, для стимулирования мартенситного превращения нуждаются в промежуточной обработке (нагреве при 700° С или обработке холодом), тогда как сплавы с 18% Ni этого не требуют.
Старение при 480° С в сплавах с 18% Ni протекает очень быстро в течение нескольких минут, твердость быстро растет и затем медленнее и достигает максимума через 3—6 ч.
В сплавах с 25 % Ni операцию промежуточного нагрева при 700° С можно заменить 25%-ной холодной деформацией, при которой происходит частичный распад аустенита.
При повышенном содержании титана в 25%-ном никелевом сплаве (выше 1,4 %) обработку холодом можно не проводить (табл. 105).
Среди отечественных железоникелевых сплавов большой интерес представляют сплавы с 12 и 17% Ni, легированные титаном, алюминием и молибденом. Сплавы с 17% Ni, легированные небольшим количеством титана, кобальта и молибдена (см. табл. 104), целесообразно использовать в качестве присадочной проволоки при сварке изделий из указанных сплавов.
Сварка железоникслевых сплавов со стареющим мартенситом
Эти сплавы обладают хорошей свариваемостью и образуют плотные, не склонные к трещинам сварные швы при сварке их вольфрамовым электродом, дуговой сваркой в среде инертных
269
Т а б л и ц а , 106
Составы присадочных проволок для сварки сплава с 18% Ni [os — 175 кГ/мм2] и свойства сварных соединений железоникелевых сплавов
		- Термическая обработка после сварки	Механические свойства			
Образец	Метод сварки и присадочная проволока					
				°0.2	6	
			кГ /мм*		%	
Поперечный сварной	Аргоно-дуговая сварка	Без термической обработки 3 ч при 480° С	108 166	94 158	4,5 11	18,5 48
Из наплавленного металла (диам. 6,5 мм)	То же	Без термической обработки 3 ч при 480’С	111 163	92 153	3 8	5 30
Поперечный сварной	Электродуговая с покрытым электродом П-2	Без термической обработки 3 ч при 480° С	112 166	107 156	2,4 2,9	7 9
Из наплавленного металла (диам. 6,5 мм)	То же	Без термической обработки 3 ч при 480° С	118 170	91 157	6 6	20 23
газов или же с применением обмазанных электродов [657, 658]. Составы присадочных проволок и свойства сварных соединений указаны в табл. 106 и 107.
Т а б л и ц а 107
Химический состав, %, присадочных проволок для сварки сплава с 18% Ni (os> 175 кГ/ммг)
О ‘ К Д’ О С чн «	с	Ni	Со	Мо	Т1	Л1	Другие элементы
п-1	sg0,03	17,5— 18,5	7,5— 8,5	4-5	0,35— 0.5	0,15— 0,25	По 0,1Сг, Мп; основа Fe
П-2	==с0,03	17,5— 18,5	7,5— 8,5	4—5	2,2— 2,7	sg0,10	По 0,lSi, Мп и Р
В работе [659] изучалась свариваемость сплава с 18% Ni, но отработанного на os > 210 кГ/'мм'1' в виде листа толщиной 1,8 и 3,6 мм. Образцы, сваренные с присадочной проволокой того же состава в атмосфере инертного газа с вольфрамовым электродом, имели предел прочности, равный 93 % прочности основного металла.
При сварке сплава с 25 % Ni после сварки необходимо проводить более сложную термическую обработку, состоящую из промежуточного нагрева при 700° С, обработки холодом и старения при ~450° С.
Сварные соединения, изготовленные из железоникелевых сплавов с 18, 20 и 25% Ni, обладают высокими прочностными свойствами при достаточно высокой ударной вязкости и пластичности, а поэтому применяются при изготовлении сосудов, работающих под высоким давлением в ракетной технике [643, 644, 6491.
Сплавы типа Марейджинг в США применяются для изготовления оболочек космических летательных аппаратов, корпусов ракетных двигателей на твердом топливе, шасси самолетов, крепежа и деталей, работающих при криогенных температурах. Считают, что эти сплавы найдут применение при изготовлении корпусов подводных лодок, гидрокрыльев, дул для минометов, винтовок, штампов, прессов, ковочных матриц, пружин и многих других деталей.
Свойства железоникелевых сплавов при повышенных и криогенных температурах
Сплавы со стареющим мартенситом следует отнести к группе теплоустойчивых, работающих максимально при 450—500° С и в отдельных случаях до 550° С.
271
Жаропрочность сплавов при повышенных температурах зависит от легирования сплава.
Согласно данным [668 1, введение молибдена, кобальта и титана повышает кратковременную прочность при 540° С, а углерода — понижает.
Рис, 152. Длительная прочность железоникелевого сплава при различных температурах. Цифры на кривых — количество аустенита (%), образующееся при нагреве образцов в процессе длительных испытаний
Рис. 153. Изменение механических свойств железоникелевого сплава в зависимости от испытаний при температурах глубокого холода п отпуска:
1 — отпуск при 566° С. 20 ч; 2 — отпуск при 566° С + + 1 ч при 200° С; 3 — отпуск при 566° С + 6 дней при 200° С
Алюминий, титан и молибден повышают, ванадий и ниобий не меняют, а никель понижает длительную прочность при 540° С. На рис. 152 показана длительная прочность сплава с 15% Ni, 9,2% Со, 5,1 % Мо, 0,7% Ti, 0,9% Al. Перед испытанием сплав 272
подвергали обработке: 1-ч нагреву при 980° С с охлаждением на воздухе и З-ч старению при 480° С.
При температурах глубокого холода сплавы со стареющим мартенситом обладают высокой прочностью при достаточной пластичности (рис. 153).
Глава XVII
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ АУСТЕНИТО-ФЕРРИТНЫЕ СТАЛИ
Структура и свойства
Аустенито-ферритные стали обладают рядом особенностей, к которым относятся более высокие прочностные свойства при комнатных температурах по сравнению со свойствами аустенитных сталей [49, 230—231] после закалки с 1000—1150°С, меньшие значения пластичности и ударной вязкости. Прочность и твердость могут быть еще несколько повышены за счет дополнительного старения при 500—750° С вследствие процессов дисперсионного твердения, протекающих в обеих фазах. Наилучшее сочетание свойств получается после закалки с 950—1000° С, т. е. температур наибольшего распространения аустенита (табл. 108, 109).
Свойства аустенито-ферритных сталей зависят от соотношения ферритной и аустенитной фаз и процессов, протекающих в них. Количество аустенитной и ферритной фаз изменяется с температурами термической обработки, что определяется диаграммами состояния. Например, сталь с 22—25% Сг и 8% Ni имеет наибольшее количество аустенита при 900—1000° С. При температурах выше 1100° С количество аустенита будет уменьшаться, а феррита — увеличиваться. При 1300° С сталь становится полностью ферритной. На рис. 154 показано влияние легирования и температуры нагрева под закалку на содержание феррита в хромоникелевой стали типа 18-8 [49 1. При медленном охлаждении или при повторных нагревах стали, предварительно нагретой до высоких температур, происходит обратный процесс и в 6-феррите выделяется снова аустенит в виде видманштеттовых фигур (пластинок). Этот аустенит отличается от первоначального аустенита по составу и окраске и поэтому иногда обозначается в виде "/-аустенита 1.
1 Не следует у'-аустенит смешивать с фазой типа Ni3Ti, которую также обозначают как у'-фазу (а'-фаза),
18 Химушин 993	273
4Х
Таблица ЮЗ
Химический состав [%] и применение аустенито-ферритных сталей [отечественные]
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 в скобках— (заводская)	С	Si	Мп	Ст	Ni	Другие элементы	Примечание
0Х21Н5Т (ЭП53)	=С0,08	=С0,8	=С0,8	20,0—22,0	4,8—5,8	0,3—0,8Ti	В различных отраслях промышленности в качестве заменителя стали 1Х18Н9Т, но с меньшим содержанием никеля и более высокими значениями прочности
1Х21Н5Т (ЭИ811)	0,09— 0.14	=С0,8	^0,8	20,0—22,0	4,8—5,8	Ti? (С—0,02) до 0,8	То же
0Х21Н6М2Т (ЭП54)	^0,8	^0,8	^0,08	20,0—22,0	5,5—6,5	0,2—0,4Ti; 1,8—2,5Мо	Для сред повышенной агрессивности, в -частности органических кислот: муравьиной, уксусной, молочной, щавелевой (не выше 5%) и др., а также фосфорной, содержащей фтористые соединения, борной кислоты с примесью серной (до 1%), кремнефтористоводородной кислоты (до 1%) для температур выше 40° С
0Х27Н6М2Т (опытная)	0,08	0,8	0,8	25,0—27,0	4,0—5,0	2—ЗМо	Для технической уксусной кислоты с примесью муравьиной
0Х16Н4БА (ЭП56)	0,08— 0,13	0,6	0,5	15,0—17,0	3,5—4,5	0,05—0,14N	Неожавеющая сталь взамен 1Х18Н9Т
Х28АН (ЭИ657)	^0,15	^1,0	^1,5	25,0—28,0	1,0—1,7	0,18—0.25N	То же, что и сталь Х28
1Х15Н9СЗБ	0,11	2,8	0,68	15,5	9,1	0,83	Труби Г835]
Таблица 109
Механические, свойства и термическая обработка аустенито-ферригных и аустенито-мартенситных сталей
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках—заводская)	Полуфабрикат	Термическая обработка	сь 1	Механические свойства			
				CTS			ak к Г ‘М/с м2
			кГ/	ил/2	л		
0Х21Н5Т (ЭП53)	Тонкий лист 1	950—1050° С, воздух, вода	65		20			
	Толстый лист 2	980—1050° С, »	»	65	30	30	—	——
	Прутки	950—1050° С, »	55	35	25	40	—*
1Х21Н5Т (ЭИ811)	Тонкий лист 1	950—1050° С, вода, воздух	65		18	—	—
	Проволока 3	950 1000’ С, »	—	—	—	—	—
	Сорт, пруток, лист4	950—1050’ С, воздух	60	35	20	40	6
	Толстый лист	950—980° С, вода	70	45	25	—	6
	Трубы	900—1000° С, воздух, вода	70	—	20	—	—
0Х21Н6М2Т (ЭП54)	Тонкий лист 1	1000—1080° С, воздух, вода	70 ‘	45	25	—	—
	Сорт, пруток	950—1060’ С, »	65	35	20	40	—
Х28АН (ЭИ657)	Горячекатаный лист			62	46	19	—	—
	Холоднокатаный лист	—	60—65		16—21	—	—
	Тонкий лист1	1000—1080° С, вода, воздух	54		18		
* Лист по ГОСТ 5582 — 61. 5 Толстый лист по ЧМТУ 62—58. ’ Проволока по ЧИТУ 289—60. 4 Сорт, прутки по ГОСТ 5949—61.
На рис. 155 показано влияние различных условий термической обработки на структуру стали Х21Н5Т (а—д) и Х21Н6М2Т (е). После закалки с 1000° С сталь Х21Н5Т имеет аустенито-ферритную структуру с —40% феррита и карбидами, которые больше всего выделяются по границам фаз с преимущественным выделением в ферритной фазе1. Закалка с 1200°С на воздухе увеличивает количество феррита до 60%, а последующий нагрев в течение 2 ч при 600° С вызывает появление по границам зерен структурных
Температура нагрева °C
Рис. 154. Влияние добавок различных элементов на количество феррита в хромоникелевой стали тина 18-8 в зависимости от температуры нагрева
изменений, в результате которых уменьшается ударная вязкость и появляется склонность к межкристаллитной коррозии. Межкристаллитная коррозия в этой стали по своему характеру ближе к межкристаллитной коррозии ферритных сталей (Х17Т). Более длительный нагрев (100 ч) при 600 и 650° С стали, закаленной с 1000 и 1200° С, вызывает дополнительное увеличение аустенита по границам фаз и выделение его в виде игл (пластинок) в ферритной фазе.
Изменение соотношения аустенитной и ферритной фаз в зависимости от температуры сказывается на структуре металла сварных образцов. В зоне, непосредственно соприкасающейся с наплавленным металлом, наблюдается почти полное исчезновение
1 Данные работ автора, 3. Ф. Истриной, А. П. Акшениевой, А- А. Бабакова и др.
276
Рис. 155. Микроструктура сталей Х21Н5Т (а—д') и Х21Н6М2Т (е) после термической обработки:
а — закалка с 980“ С, вода. XI000; б — то же. Х2000 (травление на карбиды); в — закалка с 1200“ С> вода и старение в течение 2 ч при 600“ С. X 1000; г — закалка с 1000“ С и старение в течение 100 ч при 650“ С. X 1000; д — закалка с 1200“ С, вода, и старение в течение 100 ч при 650“ С. X 100; е — закалка с 1200“ С + старение в течение 2 ч при 800“ С
277
аустенита (рис. 156). По границам зерен феррита наблюдаются остатки продуктов распада аустенита, которые являются причиной появления в этой зоне склонности к межкристаллитной коррозии. Далее по мере понижения температуры разогрева сварного образца (удаления от зоны сварки) наряду с более мелкозернистым ферритом наблюдается двухфазная структура из аустенита и феррита. Образцы были сварены электродуговой сваркой с при-
Рис. 156, Изменение структуры в сварном образце стали 0Х21Н5Т
менением электрода ЦЛ-11 (св. 1Х18Н9Б) и испытаны на коррозию в кипящей 65 %-ной азотной кислоте.
Чисто аустенитные стали отличаются от аустенито-ферритных механическими свойствами. С увеличением количества ферритной фазы предел прочности и особенно предел текучести повышаются, а удлинение снижается. Магнитное насыщение (В—И) увеличивается. В отличие от ферритных сталей аустенито-ферритные стали имеют более высокую пластичность (б з» 30%).
Жаропрочные свойства аустенито-ферритных сталей с увеличением количества ферритной фазы уменьшаются. Если ферритная сталь при 600°С имеет предел ЮОО-ч длительной прочности 4 кПмм2, то для аустенитной стали с тем же количеством хрома и 12% Ni (7д, п — 18 кПм.м.\ т. е. в 4—5 раз больше.
Аустенито-ферритные стали с промежуточным содержанием никеля имеют промежуточную жаропрочность. Изменение длительной прочности зависит от количества аустенита в аустенито-ферритных сталях и от степени перемешивания этих фаз.
Часто наличие небольших количеств ферритной фазы по стыкам аустенитных зерен в аустенитных сталях вызывает резкое падение жаропрочности при переходе к аустенито-ферритным Ч
1 Более подробно эти материалы изложены в гл. XXII.
278
Аустенито-ферритные стали склонны к охрупчиванию при нагреве их при высоких температурах в интервале выделения сг-фазы и при длительной выдержке при 475° С. Охрупчивание зависит от соотношения аустенито- и ферритообразующих элементов, количества ферритной фазы и температур закалки. Наличие ферритной фазы ускоряет процесс охрупчивания по сравнению с чисто аустенитными сталями. На рис. 157 показано изменение твердости и ударной вязкости стали 23-12 после нагрева при 600— 750°С, свидетельствующее о резком охрупчивании этой стали.
Наличие обособленных фаз (а -Ь у) в стали создает большую анизотропность свойств (особенно ударной вязкости и пластических) в деформируемых образцах, вырезанных в поперечном к продольном направлениях, что необходимо иметь в виду при использовании сталей этого типа.
Вследствие анизотропии свойств операции дополнительной деформации в холодном состоянии (гибка, профилировка и штамповка) следует производить при больших радиусах и с большой осторожностью. В этих случаях целесообразно проверять сталь на число перегибов в поперечном направлении.
О 2000 iOOO 6000 8000 10000
ЛроОолмителомкто старения, ч
Рис. 157. Изменение твердости и ударной вязкости закаленной стали 23-12 после нагрева при 600° С (/) и
750° С (2)
Вследствие того, что ферритная фаза при высоких температурах обладает меньшей прочностью, при ковке и горячей прокатке следует уменьшать степень обжатия; двухфазные стали при обычных степенях деформации дают трещины и разваливаются.
Стали марок. 0Х21Н5Т и 1Х21Н5Т. Эти стали предложены ПО, 11, 226] в качестве заменителей хромоникелевых сталей типа 18-8 и особенно вместо 1Х18Н9Т с целью экономии никеля (см. табл. 108).
В термически обработанном состоянии и особенно после старения эти стали имеют повышенные прочностные свойства (табл. НО, см. также 109) по сравнению со сталями типа 18-8.
При высоких температурах механические свойства стали 1Х21Н5Т сравнительно умеренные и при нагреве выше 500° С они значительно снижаются (рис. 158).
Стали 0Х21Н5Т и 1X2IH5T склонны к охрупчиванию при нагреве при 450—550° С, что соответствует отпускной хрупкости
279
Таблица 110
Механические свойства стали 1X21 НЭТ [лист толщиной 1,5 мм ]
Состояние материала после		°а,2	6 j 0 %	Число перегибов (или угол загиба) град.	“fe к Г м/см2	Глубина 1 лупки по Эриксену мм
	кГ/Л1	и-				
Термической обработки	. .	70—85	[52—60	22—32	4—6		8,5
Нагартовки в холодном состоянии . .	90—115	70—90	8—20	2—3			7,0
Закалки и старения при 500° С 		95	90	4—12	(100—180)	4-6	—
в ферритных сталях при 475° С и связано с наличием ферритной составляющей в этих сталях [810—815]. Это охрупчивание тем сильнее, чем выше содержание титана в стали и меньше никеля,
Рис. 158. Изменение механических свойств стали 1X21Н5Т в зависимости от температуры испытания
феррито-аустенитных сталей за счет более резким падением пластичности
т. е. увеличивается с повышением количества ферритной фазы. В этом случае перегрев при" прокатке, штамповке выше, а закалка при более высоких температурах, ведущая к увеличению количества ферритной составляющей, вредна, так как это увеличивает возможность резкого охрупчивания при замедленном охлаждении или отпуске при 475° С.
Следует отметить, что старение в сталях с феррито-аустенитной структурой протекает более неравномерно, преимущественно по границам зерен, чем в сталях с аустенитомартенситной структурой со стареющиммартенситом, и поэтому сильное повышение механических свойств старения сопровождается (ак), чем у сталей второго
типа.
По данным [813 ], выделяющаяся при отпуске при 500° С фаза имеет изоморфную структуру феррита, фазу с упорядоченным
280
o^/rfa/™1
расположением атомов с периодом решетки, близким к периоду феррита (2,88 ± 0,02 А). При избытке титана или алюминия возможно образование фазы типа (Fe, Ni) Al.
При повышении температуры отпуска до 550° С охрупчивание исчезает. Поэтому следует избегать применения этих сталей_при температурах резкого охрупчивания (450—550° С) и проходить этот интервал при термической обработке более быстро.
В работе [815 1 изучено влияние химического состава и термической обработки на количество a-фазы и на изменение свойств стали типа Х21Н5Т 'в литом и деформированном со-стояйиях. Показано, что при нагреве 1000° С получается наибольшее количество аустенита, а при более высоком нагреве количество его значительно уменьшается. Отпуск при 500° С резко уменьшает пластичность как в литом, так и деформированном материале (рис. 159).
Более узкие пределы химического состава обеспечивают удовлетворительные свойства и технологичность. Содержание никеля должно быть 4,8—5,3 и
чем это требуется по формуле Ti = 5 (С% —0,03%).
Если содержание титана в стали типа Х21Н5Т держать в пределах 0,25—0,5% и соотношение количества феррита и аустенита
КмичктСв т - фалы в	г
Рис. 159. Зависимость механических свойств стали Х21Н5Т от фазового состава литой стали при различных режимах термической обработки:
а — нагрев при 1150° С, 40 мин, охлаждение в воде; б — то же, при 1000° С; в—нагрев при 1150“ С, 40 мин. охлаждение в воде +1 ч при 550“ С, воздух; г — то же при 1000“ С
0,09—0,11%, а титана не более,
Таблица 111
Механические свойства основного металла и сварных соединений стали 1X21Н5Т
Вид сварки	%	°0.2	Число перегибов (или угол загиба, град.) образцов	
	кГ		продольных	поперечных
Основной металл . . . Электродуговая с об-	78	55	10	5
мазкой ЭНТУ-3 (1Х21Н5Т)		70	51	8	(>180)
Аргоно-дуговая  •	75	45	9	(>180)
Электродуговая	70	48	8	(>180)
281
составляет 1:1, то сталь обладает хорошей технологичностью и может прокатываться как сталь 1Х18Н9Т [814].
Сталь марки 1Х21Н5 хорошо сваривается различными видами сварки — точечной, электродуговой и аргонодуговой — с применением в качестве присадочной проволоки стали того же состава или стали 18-8, 18-8-Мо и др. В табл. 111 показаны механические свойства сварных образцов, определенных на 3- и 4-мм горячекатаном материале.
Хромоникельмолибденовая сталь 0Х21Н6М2Т (ЭП54)
Эта сталь предложена в качестве заменителя стали марки 1Х18Н12М2Т для изготовления химической аппаратуры. По сравнению со сталью 1Х18Н12М2Т, в термически обработанном состоянии после закалки с 1000° С на
Рис. 160. Влияние температуры старения на изменение ударной вязкости образцов стали ОХ21Н6М2Т, закаленных при различных температурах:
I — закалка с 950 — 1000° С, воздух + старение 2 ч) 2 — закалка с 1200° С, воздух, 30 мин, -|- старение 2 ч
воздухе, сталь 0Х21Н6М2Т обладает повышенной прочностью и меньшей пластичностью (табл. 112).
В связи с преобладанием в стали 0Х21Н6М2Т феррита она подвержена более сильным структурным изменениям при термической обработке.
Нагрев закаленной с 1000° С стали при 500—650° С уменьшает ударную вязкость и повышает твердость, что связано с хрупкостью при 475° С и образованием о-фазы.
В приведенном на рис. 155, е структуре стали 0Х21Н6М2Т в феррите видны выделения вторичного у'-аустеннта и о-фазы.
В стали, подвергнутой высокотемпературной закалке, при последующих нагревах наблюдаются резкие изменения, с которыми связано сильное охрупчивание при 550° С и появление склонности к межкристаллитной коррозии; иногда это наблюдается непосредственно после закалки [693] (рис. 160).
Сварные образцы, сваренные электродом ЭА-400 (10 и ЦЛ-11, св. 1Х18Н9Б), обладают удовлетворительными механическими свойствами при достаточной пластичности.
282
Таблица 112
Механические свойства стали 0Х21Н6М2Т при комнатной температуре
Материал и термическая обработка
'Ч | СТ0,2
кГ/мм2
Угол загиба град.
Лист:
закалка с 950° С, воздух ...................
закалка с 1000° С, воздух ...................
закалка с 1050° С, воздух ...................
Трубы:
закалка с 1000° С, воздух по ТУ .............
Лист сварные образцы
(ЦЛ-11):
толщиной 8 мм , , , »	4 мм . . .
79
76
76
70
70
69
72
47
45
30
30
27
48
25
17,7
20,3
23,0
Гиб с перегибом
65, 180, 180
180, 180, 180
Хромоникельмолибденовая сталь типа 27-4-Мо
Сталь типа 27-4-Мо широко применяется в Швеции для дета лей, работающих в коррозионной среде |2291.
Структура стали в отожженном состоянии состоит из феррита с полосками аустенита (20—40%) и карбидов.
Карбиды присутствуют во всех случаях, даже при очень низком содержании углерода и после закалки с высоких температур. При температурах выше 980° С аустенит начинает превращаться в феррит. Приблизительно при 1260° С сталь становится полностью ферритной, а во время охлаждения снова образуется аустенит. Вследствие устойчивости аустенита при комнатной температуре сталь не может упрочняться в результате мартенситного превращения.
Во время быстрого охлаждения с температур выше 980° С по границам зерен выпадают карбиды. Такое выпадение карбидов, свойственное всем ферритным нержавеющим сталям, сопровождается существенным ухудшением коррозионной стойкости. Сварной шов особенно склонен к этому виду коррозии.
Сталь типа 27-4-Мо склонна к хрупкости при 475° С и к образованию сг-фазы. В результате длительной выдержки при 475° С и в температурном интервале образования сг-фазы происходит значительное повышение твердости. Во время длительной выдержки при 650—815° С в стали образуется большое количество сг-фазы, которая выпадает сначала в феррите. После 24-ч выдержки
283
при 705—760° С достигается твердость 30—40 Н RC. Такую обработку можно было бы использовать для упрочнения, если бы она не приводила к большому снижению прочности.
Сталь типа 27-4-Мо имеет в основном такие же механические свойства и свариваемость, как и ферритные стали. После отжига при 870° С она имеет = 63 — 74 кПмм-\ а, = 49-4-60 кГ/мм?\ й = 22-25%.
При температуре отжига выше 980° С предел прочности стали 27-4-Мо увеличивается, а ударная вязкость резко снижается, что объясняется образованием игольчатого аустенита во время охлаждения. При 760° С ударная вязкость снижается в результате образования сг-фазы.
Сталь 27-4-Мо легко сваривается, но сварные швы получаются хрупкими. Для восстановления пластичности сварные участки следует подвергать отжигу.
Хромоникелевые коррозионностойкие стали типа 18-8 и 18-5 с кремнием
Хромоникелевые стали с присадкой 2,5—4,0% Si применяются в промышленности, так как обладают рядом особенностей (см. табл. 108). Введение кремния в хромоникелевые стали способствует повышению окалиностойкости, уменьшению склонности к науглероживанию, сужению у-области, ускорению выпадения ст-фазы и улучшению литейных свойств. Вместе с тем повышение содержания кремния отрицательно сказывается на горячей обработке давлением, уменьшая пластичность сталей.
Присадка кремния к хромоникелевым аустенитным сталям до 2—3% сравнительно мало изменяет механические и другие свойства стали, особенно после закалки ее на аустенит (234, 235 ]. Более высокое содержание кремния сильно влияет на механические свойства стали, повышая ее прочность, сообщая стали двухфазность и большую склонность к сигматизации.
Таблица 113
Механические свойства хромоникелевых сталей с кремнием
Сталь типа	Содержание С %	Состояние	°ь	as	6		НВ
			кГ/мм2		%		
18-8 20-8-3,5 Si	0,17 0.14	Горячекатаная	• 77 78	35 55	40 50	60 57	223 229
!8-8-5Si 20-8-3,5Si	0,19 0,14	После закалки с 1090° С в воде	104 73	69 46	40 63	41 73	262 207
284
Кремний действует как ферритообразующий элемент примерно в 2—3 раза сильнее, чем хром. Например, при введении в хромоникелевую сталь типа 18-8 около 3% Si она имеет около 25% ферритной фазы, а в сталь 18-10 с титаном — до 40%. Количество феррита и аустенита в двухфазных сталях зависит от суммарного влияния ферритообразующих (Сг, Ti) и аустенитообразующих
(Ni, N2, С) элементов,
В случае образования двухфазных аустенито-ферритных сталей механические свойства повышаются тем сильнее, чем больше двухфазность [238]. В табл. 113 приведены механические свойства двух плавок хромоникелевых сталей (с 19% Сг; 6,6% Ni и 3,8% Si и с 17,4% Сг; 8,25% Ni и 6,2 % Si), изученных В. В. Кузнецовым [237 ], из которых видно увеличение прочности и твердости с повышением содержания кремния.
Сталь 20-10 с 4% Si очень склонна к сигматизации при нагреве в интервале температур 5'50—850° С. В этом случае достаточен нагрев в течение нескольких минут, чтобы вызвать резкое падениеударной вязкости и снижение пластических свойств, т. е. сильное охрупчивание стали (рис. 161).
А. А. Бабаков предложил в качестве заменителя хромоникелевых сталей типа 18-8 сталь марки ЭИ810 (Х20Н6СЗ Ti) с
Рис. 161. Влияние температуры нагрева на изменение механических и физических свойств хромоникелевой стали типа 20-10 с 4% Si
меньшим содержанием никеля и с присадкой 2,2—2,8% кремния и титана, обладающую повышенными механическими свойствами. Сталь имеет феррито-аустенитную структуру и склонность к некоторому упрочнению в результате старения при500—600° С. Кроме того, сталь может упрочняться за счет наклепа при холодной прокатке (табл. 114).
В сварном шве сталь Х20Н6СЗТ имеет высокую прочность, почти равную прочности основного материала (при сварке различными методами). В качестве присадочной проволоки служит сталь того же состава, а также стали типа 18-8 с титаном и молибденом. Высокие механические свойства этой стали и сварных соединений позволяют применять ее для высокопрочных конструк-
285
Таблица 114
Механические свойства стали марки Х20Н6СЗТ в различных состояниях [лист толщиной 1,0 лш]
Состояние		%.2	б,о %	Угол загиба гРаД.	ak кГ-м/см2	HRC
	кГ/	,ЧЛ1!				
Состояние поставки После старения при	94	78	27	180	6,2	27
500—600° С . . . После холодной прокатки с обжатием,	ПО	97	18	90	4	—
%. 10		108	105	10	180			34
20		117	112	6,5	154	—	36
30		128	126	- -	94	—	38
40		133	130	3.2	92	—	38
50		143	140	2,9	84	—	38
ций, причем за счет снижения их веса уменьшается расход никеля.
В работе [239] изучалось влияние кремния на изменение твердости при холодной прокатке и установлено, что стали типа 22-9 с 2,4% Si и 0,11 % С, обладая большей исходной твердостью, имеют меньшую склонность к приобретению наклепа с увеличением степени деформации, чем сталь 18-8 с 0,09%. В этой же работе изучалось изменение твердости в зависимости от температуры отпуска. Свойства хромоникелевых сталей с кремнием зависят от температуры закалки (рис. 162).
Наиболее оптимальной температурой закалки является закалка с 1050° С, которая обеспечивает сочетание достаточно высокой прочности с высокой коррозионной стойкостью.
Автором изучались механические свойства хромоникелевой стали типа 18-10 с 3,5% Si в литом состоянии и после ковки 11-к.г слитков на прутки.
В табл. 115 приведены результаты определения этих свойств после различных вариантов обработки.
Таблица 115
Механические свойства стали 18-10 с 3,5% Si
Термическая обработка	°Ь кГ /мм1	6, %	ф, %
Литье 	 То же закалка с 1050° С, 40 мин.	62	14	13
в воде			70	36	40
Кованая сталь 		 То же^;- закалка с 1050° С, 40мин,	85	44	58
в воде 		83	53	70
286
Горячая обработка давлением стали 18-10 с кремнием улучшает предел прочности и ее пластичность. Термическая обработка литья ^при 1050° С также действует благоприятно, повышая прочность и пластичность стали. Сталь 18-10 с 3,5% Si нашла применение при изготовлении литых деталей насосов для перекачки некоторых кислот. В однофазных аустенитных или аусте-нито-карбидных сталях присадка кремния оказывает сравнительно небольшое влияние, но в большинстве случаев оно отрицательное.
Температура запал пи, ‘С
Рис. 162. Изменение механических свойств литой стали 18-10 с 3,5% Si в зависимости от температуры закалки
В тех случаях, когда увеличение содержания кремния в аустенитных сталях приводит к образованию двухфазности (у с), жаропрочные свойства резко ухудшаются.
В работе [234] изучено влияние кремния (до 2,45%) в присутствии алюминия (—0,5%) в стали 18-8 с 0,15% С на кратковременную прочность при 20, 700, 800 и 900° С, разница в свойствах по сравнению со сталью с обычным содержанием кремния не установлена. Отмечается, что сталь 18-8 с 3 % (Si + Al), имеющая двухфазную структуру, нечувствительна к межкристаллитной коррозии. Сталь типа 18-8 с 0,49% С, 2,12% Si и 0,98% А1 показала более высокую прочность при высоких температурах. Сталь склонна к межкристаллитной коррозии после нагрева в опасном интервале температур.
287
Эртель и Шеперс [240 1 и Ноуел [241 1 также установили, что кремний не оказывает большого влияния на механические свойства стали 18-8 при высоких температурах. Пластичность при температурах выше 400° С с повышением содержания кремния увеличивается.
Влияние кремния на свойства сварных соединений
Данные отечественной и зарубежной практики о роли кремния при сварке хромоникелевых сталей разноречивы.
Кремний как сильный ферритообразующий элемент при сварке сталей типа 18-8 способствует образованию двухфазной аусте-нито-ферритной структуры, менее склонной к образованию горячих трещин. Медовар [242], Лангер [2431, Казенов [244] вводили в сварочную проволоку или электродные покрытия повышенные содержания кремния (—1,5—2,5%) для борьбы с горячими трещинами при сварке стали 1Х18Н11Б и получали плотные сварные соединения. Считается, что положительное влияние кремния объясняется не столько сильной его раскисляющей способностью, сколько влиянием его как ферритизатора [242].
В зарубежной практике кремний рассматривается как элемент, резко снижающий ударную вязкость сварных соединений вследствие склонности к микрорастрескиванию, т. е. к образованию горячих трещин. В работе [202] отмечено, что микрорастрескивание не всегда сопровождается сильным падением ударной вязкости сварного соединения. Отмечается, что электроды с повышенным содержанием кремния, покрытые титансодержащей обмазкой, менее склонны к образованию горячих трещин, чем электроды с известковым покрытием [202 ]. Несмотря на это электродная обмазка, содержащая известь, считается лучшей, так как в меньшей степени понижает механические свойства при содержании в сварных швах не более 0,60% Si.
Кроме того, другие элементы, входящие в состав стали с кремнием, могут оказывать влияние на появление в хромоникелевых сталях горячих трещин.
Считают, что отрицательное влияние повышенных содержаний кремния на прочность и пластичность сварных швов связано с образованием на поверхности аустенитных зерен пленки силикатов, ослабляющей связь между зернами. При содержании кремния в аустенитных сталях менее 0,75% эти пленки образуются очень редко. Применение электродов с основным покрытием и уменьшение кислорода в пламени уменьшает возможность образования силикатных пленок по границам зерен.
Присадки ниобия и молибдена в аустенитных сталях значительно влияют на уменьшение силикатных пленок в присутствии повышенных содержаний кремния.
288
Сопротивление окислению хромоникелькремнистых сталей. Увеличение содержания кремния в хромоникелевых сталях повышает их сопротивление окислению при высоких температурах.
Испытания на сопротивление газовой коррозии в среде продуктов сгорания топлива с повышенным содержанием серы показали лучшую стойкость сталей с присадкой 2—3% Si [3391.
Хромоникелевые стали типа 18-8, 18-15, 18-25 с присадками кремния, молибдена и меди
В последнее время [245] предложены новые марки крем-нийсодержащих сталей типа 18-10 с 4% Мо и с 3% Си (см. табл. 116). Все они относятся к сталям стареющего типа и харак-
Таблица 116
Химический состав (%) хромоникелевых сталей с присадками Si, Мо, Си
Сталь	с	Мп	Si	Сг	Ni	Mo	Nb	Другие элементы
РН-55А	«^0,05	=^1,0	3,0— 3,75	19,5— 20,5	8,5— 9,5	3,75— 4,25		3,25— 3,75Cu
РН-55В	«^0,05	=^1,0	1,25— 1,75	19,5— 20,5	8,5— 9,5	4,75— 5,25		2,75— 4,25Cu
РН-55С	===0,05	^1,0	3,25— 3,75	19,5— 20,5	8,5— 9,5	3,75— 4,25	—	0,06— 0,15N
PH-55D	s=0,05	^1,0	3,0— 3,5	18—21	18—21	3,75— 4,25	0,75— 1,25	3,75— 4,25Cu
Ураниус*	s=0,02	0,8	3,7	17,5	14,5			—
S								
Ураниус	s=0,02	0,8	3,7	17	15	2,5	—	—
SD		..I						
Ураниус В6 (Si)	s=0,02		2,7	18	25	3,8	—	l,5Cu
* Uranus aciers inoxydables Compagnle des Ateliers at Forges de la Loire. Paris (CAFL).
теризуются высокой прочностью при комнатной и высоких температурах до 760° С. Кроме того, эти стали обладают повышенным сопротивлением коррозии в кипящей серной, соляной и фосфорной кислотах, что объясняется положительным влиянием кремния и молибдена. В табл. 117 приводятся механические свойства этих сталей при комнатной и высоких температурах в литом состоянии, а в табл. 118—в деформированном.
В основном стали РН-55 предназначаются для отливок кожухов насосов, плунжеров, деталей судов, работающих под давлением. Стали РН-55А и РН-55С прокатываются на прутки и трубы
19 Химушин 993	2 89
Таблица 117
Механические свойства хромоникелевых сталей с кремнием, молибденом н медью в литом состоянии
	рп тура 1U ИЯ, °C	Твердость НВ			°s	6	%? в состарен-нок: состоянии	Ударная вязкость
	е 5 S Е w 5	в отожженном	в состаренном	кГ/мм2		%		ло Шарпи кГ-м
		состоянии	состоянии					
РН-55А	20	241—285	311—388	97	74	8	6	4
	482	.—	-—	72	41	9	13	—
	704	—	—	53	25	29	12	—
	20	217—235	248—302	97	74	21	18	35
РН-55В	482	—	-—	58	40	11	9	—
	704	—	—	45	23	22	24	—
	20	269—331	363—477	130	105	2	2	3
РН-55С	482	-—	—	76	40	6	9	—
	704	—-	—	35	23	20	38	—
PH-55D	20	286-418	418—600	 —				—
Ураниус S	20			60	20	35	—	кГ-м/см3 12
Ураниус SD	20	—	—	65	21	35	—	12
У раниус В6 (Si)	20	—	—	62	22	40	—	12
Таблица 118
Механические свойства сталей серии РН-55 в Деформированном состоянии
•	°Ь	CTs	6		И R
	кГ/	ММ2	fl	О	
РН-55А РН-55С	105 114	80 85	14 15	21 20	341 331
и поддаются ковке. После закалки на аустенит с 1120° С в воде стали РН-55 имеют наименьшую твердость и прочность и наибольшую пластичность.
Эти стали рекомендованы для применения в качестве высокопрочного материала при изготовлении конструкций управляемых снарядов [2451.
290
Стали типа Ураниус с присадками кремния (-^3,7—2,7%) с очень низким содержанием углерода (<0,02%) не склонны к межкристаллитной коррозии и имеют особенно высокое сопротивление коррозии под напряжением в ряде сред.
Стали, имеющие аустенитную структуру, по механическим свойствам равноценны хромоникелевым сталям типа 18-8.
Глава XVIII
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ АУСТЕНИТНОГО КЛАССА
Стали марок 00Х18Н10, 0X18НЮ, Х18Н9, 2Х18Н9
Стали этого типа отличаются различным содержанием углерода, который оказывает очень сильное влияние на их коррозионную стойкость.
В отечественной практике применяется несколько сталей этого типа (00Х18Н10, 0Х18Н10; Х18Н9 и 2Х18Н9) (табл. 119 и 120).
В зарубежной практике применяются стали с несколько измененным составом (табл. 121, см. также приложение 2).
Хромоникелевая сталь 18-8 с очень низким содержанием углерода (0,03—0,04%) освоена в СССР 1827], она рекомендуется для изготовления коррозионностойкой аппаратуры и особенно в качестве электродной проволоки для сварки хромоникелевых сталей типа 18-8 и 18-8 с титаном или ниобием.
Стали типа 18-8 с содержанием >0,06% С применяются главным образом для таких деталей, которые при их изготовлении или во время службы не подвергаются нагреву в интервале умеренных температур или же после сварки подвергаются закалке на аустенит с высоких температур. Стали с малым содержанием углерода (<0,06 %) можно подвергать кратковременному нагреву в зоне опасных температур (например, при сварке), и после этого они не нуждаются в термической обработке.
Во избежание'появления склонности к межкристаллитной коррозии технологию изготовления деталей рекомендуется тщательно контролировать и применять стали с более низким содержанием углерода, что подробно рассматривается в разделе о коррозионной стойкости этих сталей и сварных соединений из них.
19*	291
Таблица 119
Z6Z
Химический состав [%J и применение хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-8
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках—заводская)	С	Si	Мл	Сг	Ni	Другие элементы	Применение
00Х18НЮ (ЭИ842)	==0,04	==0,80	1,0-2,0	17,0— 19,0	9,0—11,0	—	Сварочная проволока, сварные изделия, работающие в агрессивных средах, аппаратура для химической промышленности
0Х18НЮ (ЭЯО, 0Х18Н9)	==0,08	===0,80	1,0—2,0	17,0— 19,0	9,0—11,0	-	Нержавеющие детали, изготовляемые глубокой вытяжкой, сварная проволока прн сварке хромоникелевых сталей типа 18-8
Х18Н9 (ЭЯ1, 1Х18Н9)	=$0.12	===0,80	1.0—2.0	17.0— 19,0	8,0—10,0	—	Нержавеющие детали конструкций, наготавливаемые из холоднокатаной стали, свариваемые точечной сваркой (конструкции автобусов, самолетов). Подвержена межкристаллитной коррозии. Трубы, детали печной арматуры и другие изделия, как из стали ЭЯО
2Х18Н9 (ЭЯ2)	0,13 0,21	==0,80	1,0—2,0	17,0— 19,0	8,0—10,0	—-	Холоднокатаный лист н леята повышенной прочности для различных деталей н конструкций, свариваемых точечной сваркой (Сварные соединения, выполненные другими методами, склонны к межкристаллитной коррозии)
Х18Н10Е (ЭИ453)	=$0,12	===0,80	1,0—2,0	17,0— 19,0	9,0—11,0	0,18Se или 0,35Те	Так же, как и все предыдущие стали этого класса, для работ-i в средах средней агрессивности. Улучшенная для' обработки резанием
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках—заводская)	с	Si	Мп	Сг
0Х18Н11 (ЭИ684)	^0,06	s=0.80	1,0—2,0	17,0— 19,0
0Х18Н10Т (ЭИ914)	^0,08	^0,80	1,0—2,0	17,0— 19,0
Х18Н10Т (ЭЯ1Т, 1Х18Н9Т)	s£0,12	<=0,80	1,0—2,0	17,0— 19,0
Х18Н9Т (ЭЯ1Т, 1Х18Н9Т)	===0,12	<=0.80	1,0—2,0	17,0— 19,0
0Х18Н12Т	5=0,08	5=0,80	1,0—2,0	17,0— 19,0
Х18Н12Т	s£0,12	5=0,80	1,0—2,0	17—19
293
Продолжение табл. 119
Ni	Другие элементы	Применение
10—12	—	Детали, изготовляемые глубокой вытяжкой, сварочная проволока для гааовой к электродуговой сварки хромоникелевых сталей типа Х18Н9Т. Для работы в средах средней агрессивности
9,0 11,0	Т1>5 • С до 0,6	Сварные изделия, работающие в средах высокой агрессивности-Трубы, детали печной арматуры и другие изделия, как из стали 0Х18НЮ
9,0-11,0	Ti >5 (С—0,02) до 0,7	Сварная арматура для химической промышленности, детали, работающие при высоких температу-
8,0—9,5	Ti>5 (С—0,02) до 0,7	рах до 600p С, выхлопные коллекторы, газопроводы и детали из листовой и сортовой стали
11—13	Ti3»(5C) до 0,6	Рекомендуется для изготовления сварных изделий, работающих в средах более высокой агрессивности, в которых стали Х18Н9Т и X18HL0T не обладают высокой стойкостью против межкристаллитной коррозии
11,0— 13,0	Ti>5 (С—0,02) до 0,7	Детали выхлопных систем, трубы, детали из листовой и сортовой
		стали, работающие при температурах до 600° С, Сварная аппаратура для химической, авиационной и судостроительной промышленности
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках — заводская)	С	Si	Мп	Сг
0Х18Н12Б (ЭИ402, Х18Н11Б)	s=0,08	5=0,80	1,0—2,0	17—19
Х17Н13М2Т (ЭИ448, Х18Н12М2Т)	5^0,10	==х0,80	1,0—2,0	16,0— , 19,0
0Х17Н16МЗТ (ЭИ580)	5=0,08	5=0,80	1,0—2,0	16,0— 18,0
X17H13M3T (ЭИ432, Х18Н12МЗТ)	^0,10	^0,80	1,0—2,0	16,0—5 18,0
00Х15Н15 (ЭИ843)	s=0,03	^0,8	s=0,8	14—17
00Х15Н15 (ЭИ844)	0,03	==х0,8	5=0,8	14—17
Х14Н14Б (ЭИ454)	0,07— 0,12	5=0,6	5=0,8	13—15
Продолжение табл. 119
Ni	Другие элементы	Применение
11,0— 13,0	Nb>(8-C) до 1,2	Рекомендуется для изделий, работающих в средах более высокой агрессивности, в которых сталь XI8H9T не обладает достаточно высокой сопротивляемостью к межкристаллитной и ножевой коррозии. Присадочный материал для сварки хромоникелевой стали
12,0— 14,0	0.3—0,6Т1; 1,8—2,5Мо	Применяюч'ся там, где требуется устойчивость против сернистой кипящей, фосфорной, муравьиной и уксусной кислот
—15,0 17,0	0,3—0,6Т1; 2,0—3,5Мо	То же
12,0— 14,0	0.3—0.6Т1; 3,0—4,0Мо	Аппаратура, устойчивая для горячих растворов белильной извести, сульфитного Щелока
14—16	0,025; О.ОЗР	Для глубокой высадки при холодной обработке давлением (трубы) [728]
14—16	2,5—3,5Мо	То же
14—17	0,9—I,3Nb	То же, для сварных конструк. ций [7281
Таблица 120
Механические свойства и режимы термической обработки хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-8
		Термическая обработка		Механические свойства			
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках — заводская)	Материал	температура	среда охлаждения *	аЬ	<4	б	М>
		закалки, °C		кГ/.«д'		%	
00Х 18Н10 (ЭИ842)	Лист	1050—1080	Вода	50	-—	45	
	Пруток	1050—1100	Воздух, вода, масло	45	16	40	20
0X18HI0 (ЭЯО, 0X18Н9)	Лист	1050—1080	Вода	52	—	45	—
	Пруток	1050—1100	Воздух, масло, вода	48	20	40	55
XI8H9 (ЭЯ1, 1Х18Н9)	Лист	1050—1080	Вода	55	—	35	—
	Пруток	1050—1100	Воздух, масло, вода	58	20	40	55
2Х18Н9 (ЭЯ2)	Лист	1050—1100	Вода, воздух	60	—	35	—
	Пруток			58	22	40	55
0Х18Н10Т (ЭИ914)	Лист	1050—1080	Вода, воздух	52	—	40	—
	Пруток	1050—1100	Воздух, масло, вода	50	20	40	55
Х18Н9Т (ЭЯ IT, X18HJ0T)	Лист	1050-1080	Вода, воздух	54	—	40	—
	Пруток	1050—1100	Воздух, масло, вода	55 (Х18Н11)	20	40	55
	»	1050—1100	»	вода	52 (Х18Н10Т)	20	40	55**
0Х18Н11 (ЭИ684)	Лист	1050—1080	Вода, воздух	52	—	35	—
0X18HI2T	»	1050—1080	» »	52	—	35	—
	Пруток	1050—1100	i>	»	55	20	40	55**
295
Продолжение табл. 120
Сталь марки по ГОСТ 5632—61 (в скобках — заводская)	Материал	Термическая обработка			Механические свойства			
		температура закалки, °C	среда охлаждения *		°6	°S	б	
					кГ / ммг		%	
Х18Н12Т	Лист	1050—1080	Вода,	воздух	55		35	-—.
	Пруток	1050—1100	Возду	х, масло, вода	55	20	40	55
0Х18Н12Б (ЭИ402, Х18Н11Б)	Лист	1050—1080	Вода,	воздух	54	—	40	—
	Пруток	1050—1100	Возду	х, масло, вода	50	18	40	55
2Х13Н4Г9 (ЭИ100)	Лист	1080—1120	Вода		65	—	40	—
	Пруток	1100±30	Вода,	воздух	65	25	35	45
Х17Г9АН4 (ЭИ878)	Лист	1050-1080	Вода		70	—	40	—
Х14Г14Н	»	1050—1080	»		—	—	—.	—
	Пруток	1000—1080	»		70	30	35	50
Х14Г14НЗТ (ЭИ711)	Лист	1050—1080	Вода,	воздух	70	—	35	—
	Пруток	1000—1080	»		70	30	35	50
Х17АГ14 (ЭП213)	Лист	1050—1080	»		70	—	35	—
0Х17Н5Г9БА (ЭП55)	»	1000—1080	Вода		80	40	35	—
Х17Н13М2Т (ЭИ448, Х18Н12М2Т)	»	1050—1080	Вода,	воздух	54	24—36	35	—
	Сорт	1050—1100	Воздух, вода, масло		52	22	40	55
0Х17Н16МЗТ (ЭИ580)	Лист	1050—1100	»		54	•—	35	
	Сорт	1050—1100	»	» »	54	24—36	35	—
X17H13M3T (ЭИ432, Х18Н12МЗТ)	Лист	1050—1080	Вода,	воздух	54	24—36	35	—
• Среда охлаждения может быть выбрана любая из приведенных, но для нестабилизированных лучше быстрое охлаждение. *• ГОСТ 10500—63,
Химический состав [%] и применение нержавеющих хромоникелевых сталей по AISI
Таблица 121
Марка сплава no A1S1	с	Мп	Si	Сг	NI	Другие элементы 		□	Применение
301	5^0,15	5=2,0	===1.0	16—18	6-8		Конструкции корпусов железнодорожных вагонов, троллейбусов и самолетов, изготовляемых из холоднокатаных ленты, полосы, листа. Склонна к более силь-ному наклепу
302	5^0,15	<^2,0	==$1,0	17—19	8-10		Нержавеющая общего назначения: для отделки зданий, оборудования пищевой промышленности, юзел ирных изделий, авиационного оборудования (обтекатели, антенны, пружины)
302В	s^O.15	5=2,0	2,0—3.0	17-19	8-10	—	Детали нагревательных печей, нагревательные элементы. Сталь обладает более высокой окал икостойкостью, чем сталь 302
303	С0.15	5=2,0	=$1.0	17—19	8—10	s$0,60Mo; ===0,60Zr; s$0,20P; ==$0,155	Обладает лучшей обрабатываемостью резанием, чем сталь 302 (болты, гайки, клапаны, валы)
303Se	sg0.15	5=2,0	=$1,0	17 — 19	8—10	=$0,155е; <=0,20Р; <$0,065	Лучше обрабатывается резанием, имеет хорошую поверхность и лучшие поперечные свойства, чем сталь 303, и превосходит ее в горячей обработке
304	s=0,08	<$2,0	=$1,0	18—20	8—12	—	Для сварных конструкций оборудования химического машиностроения и пищевой промышленности
304L	5=0,03	=$2,0	=$1,0	18—20	8—12	—	Для сварного оборудования, работающего в сильно агрессивных средах, оборудования атомноэнергетических установок
305	5^0,12	<=2,0	=$1,0	17—19	10—13	•—	Имеет лучшую пластичность для холодной высадки. Штамповки, раскатки. Имеет меньшую склонность к наклепу
308	s=0,08	===2,0	==$!,0	19—21	10 — 12	—	Электродная проволока
NO
Марка сплава по AISI	с	Mil	Si	Cr
347	sc0,08	sc2,0	sgl.O	17—19
ЗОЗРЬ	^0,15	sc2,0	sgl.O	17—19
321	sc0,08	sc2,0	sgl.O	17—19
316	sc0,08	^2,0	^1,0	16 — 18
316L	scO.03	sc2,0	^1,0	16—18
317	sc0,08	sc2,0	^1,0	18—20
348	sc0,08	sc2,0	s=l,0	17—19
Продолжение табл. 121
Ni	Другие элементы	Применение
9—13	—	Кожух системы регулирования подачи топлива управляемых снарядов. Выхлопные патрубки, химическое оборудование, изготовляемое с помощью сварки-Детали реактивного сопла
8—10	0,3 (РЬ+ +S)*	Хорошо обрабатывается' резанием
9—12	Ti>5-C	Обшивка панели, детали и крепления, кожух компрессора. Кожух системы регулирования подачи топлива и носовой конус управляемых снарядов
10—14	2,0—3,0Мо	Имеет повышенную жаропрочность и коррозионную стойкость по сравнению со сталями 302. 304L. Детали котлотурбинных установок, химического оборудования, целлюлозных котлов, фотографического н пищевого оборудования
10—14	2,0—3,0Мо	То же. что и сталь 31 G для сварных изделий, где межкристаллитная коррозия опасна
11 — 15	3,0—4,0Мо	Имеет более высокую коррозионную стойкость, чем сталь 316
9—13	Nb+ +Та>(10-С) s=0,I0Ta	Для атомноэнергетических установок, хорошо сваривается, тантал ограничен
Марка сплава по AISI	с	Мп	Si	Сг
309	<0,08	<2,0	<1,0	22—24
309S	scO,20	<2,0	<1,0	22—24
310	<0,08	<2,0	<1,5	24—26
314	<0,25	<2,0	<1,5	23—26
310S	<0,25	<2,0	<1,0	24—26
330	<0,25	—	—	14—16
♦ По 50% каждого.
299
Продолжение табл. 121
Ni	Другие элементы	Применение
12—15		То же, что к сталь 309, но для сварных изделий
12—15	—	Авиационные подогреватели. печное оборудование. Имеет высокую окалино-стойкость
19—22	—	То же, что и сталь 309, но для сварных изделий, где требуется более высокое сопротивление окислению и отсутствие межкристаллитной коррозии
19—22	—	Высокое сопротивление окислению. Печное оборудование, жаровые трубы камер сгорания, теплообменники
19—22	—	Кожух компрессора, кожух трубопровода, камеры сгорания. Топливные насосы турбинных Двигателей, лопатки и диафрагмы сопел, жаровые трубы газотурбинных двигателей
33—36	—-	Печное оборудование
Структура хромоникелевых сталей типа 18-8
Структура хромоникелевых сталей зависит от состава сталей, содержания углерода, хрома, никеля и скоростей охлаждения.
Углерод, входящий в состав хромоникелевых сталей, может находиться в твердом растворе в виде фаз внедрения или в составе карбидов или карбонитридов различной степени дисперсности.
Положение фазовых областей на диаграммах состояния хромоникелевых сталей с углеродом определено только для немногих систем в виде псевдобинарных разрезов тройных систем Fe—Сг— Ni с углеродом, и то недостаточно точно [246, 187 ].
На рис. 163 приведены две псевдобинарные диаграммы состояния для сталей 18-8 и 18-4 с разным содержанием углерода. Сопоставляя обе диаграммы состояния с диаграммой состояния системы железо—углерод, мы видим, что присадка хрома сильно сместила влево кривую растворимости SE карбидов хрома в твердом растворе [246].
Ниже этой линии при медленном охлаждении углерод в стали находится в виде карбидов типа Сг33Са, а выше — в виде фаз внедрения в твердом растворе — аустените.
При быстром охлаждении с температур, лежащих выше линии SE, распад твердого раствора не успевает произойти, и аустенит фиксируется в пересыщенном и неустойчивом состоянии. Эта неустойчивость аустенита может проявляться, когда хромоникелевая сталь подвергается холодной обработке давлением или нагреву при умеренных температурах (500—800° С).
При холодной обработке давлением аустенит хромоникелевой стали подвергается превращению у а и сталь становится магнитной.
Нагрев при умеренных температурах (500—850° С) вызывает распад твердого раствора с образованием карбидов, если содержание углерода в стали выше предела его растворимости, определяемой линией SE.
Кинцель [247 ] указывает, что растворимость углерода при пониженных температурах меньше, чем это определено Бейном и Кривобоком. В табл. 122 приведены данные по растворимости углерода в стали 18-8 при различных температурах.
Таблица 122
Растворимость углерода в стали типа 18-8 по данным различных авторов
Температура, °C	Растворимость углерода, %			Темпера-тура, °C	Растворимость углерода, %		
	[247]	[246]	[248]		[247]	1246]	[248]
1000	0,15	0,17			700			0,03	0,007
900	0,06	0,10	—	600	—	0,02	
800	0,03	0,05	—	500	0,10	—	
300
По данным Розенберг и Айриш [248 J, растворимость углерода в хромоникелевых сталях типа 18-8 еще меньше, если подвергать их очень медленному охлаждению, близкому к условиям равновесия при умеренных температурах.
Данные о растворимости углерода (карбидов) при умеренных температурах расходятся, что объясняется трудностью достиже
0,2 С.З 0,4 0,5 0,6 0,7 0.8 0.9 7,0
Рис. 163. Псевдобинарная диаграмма состояния системы Fe—18% Сг — 8% Ni —С (а) и Fe — 18% Сг — 4% N1 — С (б) с разным содержанием углерода
30)
ния равновесия, вследствие сильного уменьшения скоростей диффузии углерода и хрома с понижением температуры.
Изучение фазового состава аустенитных хромоникелевых сталей при различных термических обработках позволило установить, что во время нагрева при умеренных температурах выделяются преимущественно карбиды хрома типа Сг23Св.
Электронографическое исследование 12471 карбидных осадков в стали 18-8, склонной к межкристаллитной коррозии, показало присутствие только одного хромистого карбида типа Сг2зСв. После отпуска стали при 700° С он выделяется в различных формах, зависящих от кристаллической структуры металла по местам их выделений. По границам зерен карбиды хрома после отпуска выделяются в виде листовидных пластинок, а по границам двойникования — в виде треугольников или шестиугольных пластинок (рис. 164).
Межкристаллитное разрушение стали 18-8 азотной кислотой или раствором медного купороса с серной кислотой протекает 302
не по обеим плоскостям от карбидных пластинок, а только по тем, которые наиболее напряжены и имеют большую поверхностную энергию [247].
Термическая обработка, снимающая напряжения (нагрев 100 ч при 800° С), способствует устранению склонности стали типа 18-8 к межкристаллитной коррозии. Все это указывает на то, что форма выделившихся карбидов является функцией природы и формы кристаллов твердого раствора по местам их выделения и диффузионных процессов.
Влияние отпуска при умеренных температурах на изменение механических, физических и коррозионных свойств хромоникелевых сталей типа 18-8 изучалось неоднократно Штраусом [194], Кривобоком [2461, Бейном и Аборном [195] и рядом других исследователей [59, 196—198].
Изменение механических свойств в зависимости от температуры отпуска у хромоникелевых сталей типа 10-35 с различным содержанием углерода было подробно изучено еще Грейлихом [249], который хорошо показал влияние эффекта старения на механические свойства хромоникелевых сталей.
Механические свойства хромоникелевых сталей типа 18-8
Хромоникелевые стали с незначительным содержанием углерода (0,10%) в термически обработанном состоянии после закалки на аустенит обладают средними характеристиками прочности и очень высокими пластическими свойствами (см. табл. 120).
Термическая обработка стали при пониженных температурах, при которых карбиды неполностью переводятся в твердый раствор, сообщает сталям тем большую разницу в свойствах, чем выше в них содержание углерода.
Стали с повышенным содержанием углерода требуют более высокой температуры термической обработки для получения однородного аустенита, т. е. для перевода всех карбидов в твердый раствор, что определяется кривой растворимости SE (см. рис. 163).
Чисто аустенитные стали после закалки при высоких температурах имеют очень низкие пределы пропорциональности и предел упругости и меняющийся модуль упругости. Низкий предел пропорциональности и меняющийся с напряжением модуль упругости обусловлены тем, что кривая напряжение—удлинение на диаграмме растяжения для этих сталей почти не имеет прямого участка, как это наблюдается у обычной стали, и быстро переходит в плавную кривую, аналогично кривой растяжения меди.
Кривая истинных напряжений у сталей аустенитного типа лежит значительно выше, чем у других сталей.
К положительным свойствам хромоникелевых сталей 18-8 следует отнести их высокую пластичность, что очень ценно для деталей, изготовляемых глубокой штамповкой или с большой высадкой.
Однако всегда следует иметь в виду, что увеличение величины зерна может вредно отразиться на механических свойствах при высоких температурах вследствие резкого снижения пластичности при рабочих температурах.
Увеличение содержания углерода и азота повышает механические свойства хромоникелевых сталей как в закаленном, так и в состаренном состоянии. При этом чем выше температура закалки (950—И50° С) сталей, тем меньше их прочность и твердость и выше пластичность.
После горячей обработки (ковки, прокатки или штамповки) механические свойства стали могут быть весьма различны и зависят от условий обработки. Стали, обработанные при пониженных температурах (ниже температуры рекристаллизации), быстро твердеют. Увеличение твердости в этом случае происходит благодаря наклепу и из-за выделения карбидов.
В тех случаях, когда требуется придать стали высокую пластичность и высокую химическую стойкость, необходимо подвергать ее термической обработке при повышенных температурах с последующим быстрым охлаждением.
Изменение содержания углерода в стали типа 18-8 не оказывает большого влияния на ее механические свойства.
Влияние деформации в холодном состоянии на свойства хромоникелевой стали типа 18-8
Высокая пластичность аустенитных сталей в сочетании с особой склонностью их к наклепу и высокой прочности после холодной деформации послужили основанием для применения их в качестве конструкционного материала при изготовлении каркасов самолетов, автобусов и в отдельных случаях палубных надстроек кораблей [1, 250, 253, 254] (табл. 123).
Таблица 123
Механические свойства холоднокатаной ленты из стали 18-8 с 0,10—0,15% С
Сорт	°Ь кГ /злы-	б, %	б, % (по техническим условиям)
I	>100	>20	>15
II	>110	>15	>8
111	>120	>10	
Так как при нагреве до 450° С механические свойства холоднокатаной стали почти не изменяются, в ряде случаев эту сталь 304
применяют для изготовления конструкций сверхзвуковых самолетов, противопожарных перегородок, которые подвергаются нагреву.
На рис. 165 показано изменение механических свойств листовой стали типа 18-8 в зависимости от степени обжатия при холодной прокатке. Как видно из рисунка, предел прочности, текучести и твердость повышаются в два раза, а пластические свойства уменьшаются [250, 253].
Одновременно остаточное удлинение стали под влиянием холодной деформации уменьшается, но в такой степени, что позволяет подвергать холоднокатаный материал еще таким операциям, как гибка, штамповка и профилировка. Хотя эти операции вызывают дальнейший наклеп материала, они необходимы для изготовления в окончательном виде профилей из холоднокатаной ленты [253, 254].
В наклепанном состоянии холоднокатаная,сталь обладает хорошей пластичностью. Эта особенность холоднокатаной стали типа 18-8 в сочетании с хорошей свариваемостью точечной электросваркой делает ее ценным материалом для легких и высокопрочных конструкций, применяемых в авиастроении. Ее с успехом применяли для крепления выхлопных патрубков к самолету, для обшивки той части самолета, на которую действуют выхлопные газы, и в последнее время для обшивки сверхзвуковых самолетов, поверхность которых подвергается аэродинамическому, нагреву.
Свойства сталей 18-8 в холоднокатаном состоянии очень зависят от состава стали даже в случае, если содержание легирующих элементов находится в пределах марочного состава.
Наилучшие результаты в отношении механических свойств показывают стали с 0,10—0,15% С.
В случае, когда для стали с высоким содержанием углерода применяют более высокую температуру закалки, разница в поведении сталей при холодной деформации сглаживается. При правильном технологическом процессе производства холоднокатаная лента из стали 18-8 с 0,10—0,15% С может обладать механическими свойствами, приведенными в табл. 123.
Для деталей с малой высадкой, применямьгх в авиационных конструкциях, используют сталь с наибольшим наклепом [253, 1 ]; для деталей, изготовляемых путем штамповки, профилировки или гибки с большой вытяжкой выбирают сорта, имеющие меньший наклеп. Для очень сложных деталей, изготовляемых глубокой штамповкой или протяжкой с глубокой вытяжкой, применяют ненагартованную сталь (№ 0), обладающую пределом прочности
58 кГ/мм2, и удлинением ^45%.
Испытания на усталость, проведенные автором [255] на плоских образцах из холоднокатаной ленты малоуглеродистой нержавеющей стали марки ЭЯ1, показали, что предел усталости
20 Химушин 993	305
ГлуУина I лунки лоЗриксе-
Рис. 165. Изменение механических, физических и магнитных свойств хромоникелевой стали с 18% Сг и 8% никеля и с 0,17% С от степени холодной деформации
306
лежит около 50 кТ/мм”, т. е. составляет около 30% от предела прочности.
Имеются данные, что при меньшей степени деформации предел усталости стали 18-8 может составлять до 50 % от значения предела прочности.
Из стали 18-8 в холоднотянутом состоянии изготовляют тросы средней и высокой прочности, применяемые в морской авиации. По прочности и пластичности эти тросы не уступают тросам из углеродистой стали и имеют несомненные преимущества в отношении коррозионной усталости [255].
Для авиационных тросов обычно используют проволоку с пределом прочности от 180 до 300 кПмм2. Такое высокое упрочнение достигается за счет больших степеней холодной деформации при протяжке проволок, покрытых для улучшения протяжки металлическим цинком или амальгамами.
Наряду с изменением Механических свойств наблюдаются изменения и магнитных свойств, связанных с превращением аустенита, причем большее изменение магнитных свойств происходит у стали с пониженным содержанием углерода.
Изменение магнитных свойств при холодной деформации необходимо учитывать в тех случаях, когда к деталям из этой стали предъявляются требования немагнитности, например для некоторых деталей самолета, расположенных вблизи авиационных приборов. Однако применение стали 18-8 с высоким содержанием углерода ограничивается трудностями, возникающими при термической обработке вследствие большой склонности этой стали к межкристаллитной коррозии. В таких случаях обычно рекомендуется применять стали с повышенным содержанием никеля (типа 18-14), аустенит которых обладает большей устойчивостью во время превращения у а при холодной деформации.
В работе [254] подробно изучалось влияние никеля, хрома и углерода в сталях типа 18-8 на изменение механических свойств при холодной деформации в очень узких пределах химического состава. Показано, что изменение содержания этих элементов даже в пределах состава, установленного для товарных сортов этой марки, оказывает очень сильное влияние на свойства стали.
В сталях с малым содержанием углерода обнаруживается большая разница в удлинении, когда содержание никеля уменьшается до 7%. Увеличение содержания углерода при том же содержании никеля и хрома способствует повышению пластических свойств.
Хромоникелевая сталь 17-7, обладающая большей склонностью к упрочнению при холодной деформации, широко применяется в США при изготовлении высокопрочных конструкций (автобусы, детали самолетов и др.), элементы которых соединяются с помощью точечной или роликовой сварки (сталь AISI-301, см. табл. 121).
20*	307
Тепперату), дефорпации'С
Рис. 166. Влияние температуры деформации на изменение твердости и количества a-фазы хромистой стали с различным содержанием никеля
Увеличение содержания никеля в сталях с 18% Сг, повышая стабильность аустенита, в то же время уменьшает способность стали к наклепу.
Изменение свойств стали типа 18-8 при холодной деформации зависит еще от других факторов, например от интенсивности деформации и температуры, при которой эта деформация протекает. Так, при больших обжатиях за один проход сталь делается менее магнитной, чем в том случае, когда суммарная величина обжатия была достигнута за большее число проходов, т. е. с меньшей величиной деформации за каждый проход [253].
Разница в интенсивности деформирования сказывается также на механических свойствах стали и обусловлена, вероятно, тем, что в процессе холодной деформации при очень сильном деформировании за каждый проход выделяется больше тепла. Это подтверждается также и тем, что прокатка одной и той же стали при комнатной температуре и в подогретом состоянии до 100° С на одну и ту жевеличину деформации сообщает стали несколько отличные свойства [! ].
Исследования последних лет [251, 252] показали, что пре
вращение у а при холодной обработке давлением можно отнести к мартенситному. Холодная деформация способствует созданию в стали высоких напряжений, а последние у метастабильного аустенита вызывают превращение у М. Это превращение в стали 18-8 тем сильнее, чем ниже температура деформации и чем больше степень холодной деформации.
На рис. 166 показано влияние температуры деформации на изменение твердости и количества ферритной фазы трех сталей с различным содержанием никеля. Наибольшие изменения происходят в стали типа 18-8 и наименьшие — типа 23-21 [258].
При испытании стали предварительно закаленные в воде с 1050° С образцы были подвергнуты 15%-ной деформации растяжением при температурах— 196, —50° С и комнатной.
Ферритная (мартенситная) фаза при холодной деформации образуется преимущественно по плоскостям скольжения, что доказано металлографическим, рентгеноструктурным анализами и испытаниями с магнитными порошками.
308
Исследования процесса превращения у Л1 показали, что под влиянием напряжений при деформации это превращение может начаться выше температуры точки A4S. Степень превращения у -> /И, температура и требуемые для этого деформация и напряжение зависят от устойчивости аустенита, определяемой составом стали.
В работе [2591 изучалось влияние состава на стабильность аустенита на плавках с 0,08—0,24% С, 15—19% Сг, 5,1—8,6% Ni и 0,08—0,77% М.О. Стабильность аустенита оценивалась по температуре Мг/30, т. е. такой, выше которой 30%-ная деформация не приводит к мартенситообразованию.
В результате вычислений были получены следующие коэффициенты уравнения для определения температуры /Иг/М:
М^зоС’С) = 413[(С I N)]-9,2 [Si] — 8,1 [Мп] —
— 13,7[Сг) —9,5 [Ni]— 18,5 [Мо],
где в квадратных скобках представлено, % (вес.), содержание элементов, входящих в состав стали.
Точность определения Мг/Э0, по данным [259], не превосходит ±8° С.
Изучение параметров кристаллической решетки стали 18-8 после закалки с высоких температур (1400° С в воде) и подвергнутых 75%-ной деформации при —67° С позволило установить наличие новой фазы (0) с гексагональной кристаллической решеткой, которая аналогична S-фазе в системе железо—марганец.
При металлографическом исследовании 0-фаза видна в виде характерных видманштеттовых фигур. Предполагается, что превращение при деформации ниже точки Md происходит по мартенситному типу, по схеме у (а2 + 0).
В стабильных аустенитных сталях, в которых превращение у а2 не наблюдалось, не обнаружено и 0-фазы. 0-фаза является неустойчивой при пластической деформации; она появляется в стали типа 18-8 и при дальнейшем повышении степеней деформации количество ее уменьшается или она вовсе исчезает. Углерод задерживает образование 0-фазы.
Образование метастабильных фаз (0, а2) при холодной деформации способствует более сильному упрочнению аустенита и тем больше, чем более метастабилен аустенит, что в сильной степени зависит от его состава.
Неодинаковая степень превращения, наблюдающаяся в отдельных зернах аустенита, и наличие чередующихся мартенситных пластин указывает на то, что превращение у(а2 + 0) зависит от ориентировки в зернах и от напряжений, вызывающих сдвиговую деформацию. Характер деформации оказывает влияние 309
Рис. 167. Влияние степени обжатия па предел прочности сплава с 0,09% С; 17,4% Сг; 6,2% Ni, прокатанного при температурах —62, 20, 93 и 177° С
на величину и процесс превращения у -> а2. В образцах, деформируемых растяжением, степень превращения больше, чем при деформации сжатием.
Деформация аустенита при низких температурах вызывает образование мартенсита, а при повышенных температурах, ниже точки Md, имеет главным образом сдвиговый характер и не приводит к образованию мартенсита.
В промежуточных областях температур могут наблюдаться.оба типа деформации. Температура может служить критерием стабильности аустенита.
В работе [703] изучено влияние никеля и хрома (4,5—6,5% Ni, 15,6— 17,8% Сг и 0,07—0,13% С) на изменение механических свойств стали после различных вариантов обработки: закалки, «холодной» прокатки при —60 до 94 и 180° С, комнатной температуре и в подогретом состоянии. Показано, что упрочнение сталей указанных составов тем больше, чем ниже содержание никеля, чем ниже температура прокатки (рис. 167), что связано с превращением метастабильного аустенита в мартенсит в процессе обработки давлением. Значения температуры превращения, т. е. Ms, могут в какой-то степени служить критерием упрочнения метастабильного аустенита. Максимальное упрочнение для этих сталей соответствует более полному превращению у М.
При изготовлении высокопрочных элементов конструкции из аустенитных сталей серии AISI-300 более высокое упрочнение получают прокаткой их при пониженных температурах или после незначительного изменения химического состава в сторону метастабильности с тем, чтобы вызвать у стали дополнительное упрочнение за счет старения при 430° С.
Прокатка стали 18-8 с Nb с разным содержанием никеля (9,5 и 12,5%) при 20° С с обжатием 40 % позволила упрочнить обе стали до 103 к.Пмм?. Прокатка стали с 9,5% Ni при —75° С упрочнила ее до <зь = 130 кГ/мм?, тогда как более стабильная сталь с 12,5% Ni получила меньшее упрочнение (аь = 115 кГ/мм1).
После старения при 430° С эти стали имели предел прочности сь — 213 и 155 кПммг соответственно.
310
Сталь с 18% Сг; 9,5% Ni; 1,13?о Nb и 0,83% А1 после прокатки имела прочность —120, а после дополнительного старения при 430° С ст -190 кГ/ммъ [769].
Высокие значения упрочнения можно получать при других видах холодной обработки давлением (штамповка, обкатка и выдавливание).
Следует отметить, что для ряда сталей прокатка при пониженных температурах, увеличивая прочность, обеспечивает более высокую пластичность.
Например, сталь AISI-302 после прокатки при комнатной температуре имела 6 = 7%, тогда как после прокатки при —195° С 6 = 25%.
Вопросы высокого упрочнения возникли в последнее время в связи с применением сталей для изготовления емкостей и элементов конструкции ракетной и космической техники.
Сферы и цилиндрические емкости, согласно [768 ], диаметром 400—320 мм из стали типа AISI 301 изготовляют путем раскатки в среде жидкого азота.
Сосуды диаметром 760 мм изготовляют иначе: раскатывают, сваривают и охлаждают до —190° С в жидком азоте и после этого нагружают изнутри газообразным азотом из расчета увеличения диаметра на 13%.
При этом материал сосуда получает упрочнение до щ = = 183 кГ/мм2,	280 кГ/мм2. Сварные швы получают такое же
упрочнение, что и основной материал.
При обработке давлением при сверхнизких температурах (от —186 до —193° С) получается более сильное упрочнение, однако прирост упрочнения не так высок по сравнению с прокаткой при —75° С, а затраты на специальное оборудование очень высоки.
Влияние нагрева при умеренных температурах на свойства хромоникелевых сталей типа 18-8
При замедленном охлаждении или нагреве в интервале температур 450—800° С пересыщенный твердый раствор аустенита сталей типа 18-8 частично распадается с выделением из него карбидов.
Кинетика выделения определяется диффузионными процессами и зависит от:
1)	содержания углерода и полноты растворения карбидных фаз в стали, зависящих от температуры и длительности нагрева под закалку;
2)	условий старения, температуры, длительности и структурного состояния стали (величина зерна);
3)	химического состава стали.
311
Полнота перевода карбидов в твердый раствор зависит от температуры нагрева стали под закалку, определяемой кривой растворимости карбидов (см. рис. 163).
Растворимость карбидов при комнатных температурах очень мала и при пересчете на углерод не превышает 0,02—0,007%. Данные о растворимости углерода (карбидов) при умеренных температурах сильно разноречивы (см. табл. 122), что обусловлено очень сильным уменьшением скоростей диффузии углерода и хрома с понижением температуры. С повышением температуры выше 400° С подвижность атомов увеличивается, а в соответствии с этим увеличивается их способность к диффузии и восстановлению равновесия. Это приводит к образованию и выделению карбидов из пересыщенного твердого раствора.
Выделение карбидов начинается при низких температурах (—400—500° С), но вследствие малой скорости диффузии при этих температурах процесс образования карбидов идет очень медленно и преимущественно по границам зерен. При 600—700° С, по-видимому, скорость диффузии более высокая, отчего карбиды выделяются быстрее, в большем количествен более крупные. При 800—900° С образование карбидов происходит еще быстрее, сопровождается уже усиленной коагуляцией, поэтому число карбидов уменьшается, а размеры их увеличиваются. При температурах выше 900° С наряду с коагуляцией начинается обратный процесс перехода карбидов в твердый раствор с образованием однородной массы аустенита.
Изучение фазового состава аустенитных хромоникелевых сталей после различных режимов термической обработки позволило установить, что при нагреве (при умеренных температурах) выделяются преимущественно карбиды хрома типа Сг23Св.
Данные по фазовому анализу хромоникелевых сталей типа 18-8, 20-20, 25-20 с разным содержанием углерода в зависимости от температуры и длительности отпуска указывают, что максимальное количество хрома, связанного в карбиды, выделяется при 800—900° С и максимальное упрочнение при воздействии отпуска относится к 650—700° С. Упрочнение, связанное с выделением карбидов, зависит от степени дисперсности; оно максимальное, когда карбиды имеют высокую степень дисперсности (порядка 10 ’5 см) и видны только при больших увеличениях в электронном микроскопе. Максимальное число карбидов в стали типа 18-8 выделяется при 800° С, а максимальная потеря коррозионной стойкости относится к 600° С.
Процессы, протекающие при выделении и растворении карбидов, имеют большое практическое значение, так как они в ряде случаев сильно изменяют свойства сталей при комнатных и высоких температурах и их стойкость против коррозии.
Изучение изменения механических свойств при старении ряда высоколегированных хромоникелевых сталей позволило устано-312
вить, что нагрев при высоких температурах с последующим отпуском при 600—750° С улучшает механические свойства сталей (рис. 168). При этом повышаются предел текучести, твердость и предел прочности, но в то же время уменьшаются пластические свойства и ударная вязкость.
Изменение свойств сталей тем сильнее, чем выше температура закалки перед отпуском и чем выше содержание углерода в стали.
Рис. 168. Изменение механических свойств хромоникелевых сталей типа 18-8 и 18-14 в зависимости от температуры отпуска (Пилинг):
а — сталь 18-8 с 0.06% С (1); 0,10% С (2) и 0,14% С U); б — сталь 18-14
с 0.06% С (7) 0,10% С (2), 0.23% С (3)
Сталь типа 18-14 менее склонна к превращению у -> ct. При нагреве она в меньшей степени изменила свои свойства после отпуска при умеренных температурах.
Образование карбидов в сталях с 0,04—0,15% С происходит преимущественно по границам аустенитных зерен и сопровождается местным обеднением твердого раствора хромом. Это приводит к приобретению у хромоникелевых сталей склонности к разрушению коррозией по местам выделения карбидов. Такую коррозию называют межкристаллитной.
313
Влияние нагрева при умеренных температурах на свойства холоднодеформированной стали типа 18-8
При нагреве холоднодеформированной стали типа 18-8 протекают процессы возврата (частичное снятие наклепа), рекристаллизации, выделения карбидов хрома и в отдельных случаях — образование а-фазы.
Согласно исследованию [253], нагрев при ~400° С вызывает некоторое упрочнение с одновременным уменьшением пластичности (рис. 169).
Нагрев при 450—650° С вызывает сильное изменение прочности за счет возврата и частичного перехода мартенсита в аустенит, что подтверждается значительным уменьшением В—Н. При 700° С отмечается небольшое упрочнение вследствие выделения карбидов по границам зерен и по плоскостям пластической деформации. При нагреве выше 900" С снимается полностью наклеп вследствие рекристаллизации и повышается пластичность за счет растворения карбидов хрома.
Образование карбидов хрома при нагреве в холоднодеформи-рованном материале происходит более равномерно, чем в неде-формированной стали, и не только по границам зерен,но и по плоскостям деформации. В результате этого холоднодеформирован-ная сталь 18-8 приобретает меньшую склонность к межкристаллитной коррозии, чем недеформировэнная сталь, однако полного иммунитета против этого вида коррозии сталь не приобретает.
Образование большого количества карбидов хрома при отпуске вызывает местное обеднение твердого раствора хромом и сопровождается понижением устойчивости аустенита, в результате чего в стали при охлаждении появляется ферритная составляющая. Ферритная фаза образуется не при температурах выделения карбидов, а во время охлаждения при достаточно низких температурах вследствие мартенситного превращения у -> М. Температура превращения у -> М, как уже указывалось ранее, зависит от состава стали и степени метастабильности аустенита [251 ].
В холоднодеформированном материале, как видно из рис. 170, образуется значительно больше феррита при отпуске в интервале температур 500—700° С. Отпуск при 800° С сначала увеличивает количество феррита и затем в результате выравнивания концентрации хрома в местах выделения карбидов способствует повышению стабильности аустенита; количество a-фазы, образующейся при охлаждении, уменьшается.
На рис. 171 показано, что большая часть феррита образуется при охлаждении, особенно при температуре ниже 50° С; при нагреве до 700° С количество феррита увеличивается [251 ].
314
Рис. 169. Изменение механических и физических свойств холоднокатаной хромоникелевой стали 18-8 с 0,13% С в зависимости от температуры отпуска. Длительность нагрева 40 мин [193]
Рис. 170. Влияние длительности отпуска на изменение количества а -фазы встали 18-8, предварительно подвергнутой 15%-ной деформации (/) и без нее (2) при температурах, °C:
а — 500; б — 600; в — 700: г—800
Рис. 171. Термомагнитные изменения (а) и изменение количества а-фазы в стали типа 18-8 (б) при нагреве н охлаждении
Температура испытания"с
Температура^
316
Свойства хромоникелевой стали типа 18-8 при высоких температурах
Свойства хромоникелевых сталей типа 18-8 в сильной степени зависят от содержания углерода и структуры.
Сталь, закаленная на аустенит при более высоких температурах и обладающая более крупнозернистой структурой при кратковременных и длительных испытаниях в интервале умеренных температур, показывает более высокую жаропрочность, но меньшую пластичность [261—263, 265 1.
По данным [261 ], у стали, закаленной при очень высоких температурах (~1150—1260° С), очень сильно снижалась пластичность при 800 —950° С, в то время как горячекатаный металл имел достаточную пластичность с небольшим падением ее в интервале тех же температур испытания. При комнатной температуре испытания снижения пластичности у закаленных сталей не наблюдалось.
Из сравнения вида изломов и микроструктуры образцов после горячих испытаний на разрыв видно, что разрушение в основном происходит по границам зерен почти без деформации самих зерен у материала с крупнозернистой структурой. У сталей, испытанных при комнатных температурах, разрушение в основном происходит по самим зернам с очень сильной их деформацией. В случае горячекатаной и мелкозернистой стали разрушение идет по границам зе_рен, но сопровождается очень сильной деформацией зерен.
На рис. 172 и 173 показано изменение свойств хромоникелевой стали 18-8 в зависимости от температуры испытания, по данным [262, 261 ] (рис. 173), суммированным по различным источникам.
Изменение удлинения (б) и предела текучести (а0 2) дано по результатам кратковременных испытаний на разрыв.
Сталь 18-8 обладает более высокой длительной прочностью по сравнению со сталями ферритного и мартенситного классов. По химическому составу она находится на границе аустенитной области и при очень малом содержании углерода может иметь ферритную составляющую. При изучении влияния углерода на структуру и жаропрочность необходимо учитывать и влияние азота, который, как и углерод, является сильным аустенитообразующим элементом. Поэтому часто при изучении влияния углерода учитывают содержание азота и изменение каких-либо свойств определяют в зависимости от их суммы.
В табл. 124 приведены данные по совместному влиянию углерода и азота на длительную прочность хромоникелевой стали типа 18-8 [280]. В углеродистой серии азот был примесью (0,004— 0,05%), а в азотистой серии содержание азота изменяли.
317
Со
Со
Рис. 172. Влияние температуры закалки стали 18-8 с О,О5?/6С (/) на изменение сужения поперечного сечения в зависимости от температуры испытания. Для сравнения приведены данные по углеродистой (2) и 5%-ной хромистой сталям (3)
Рис. 173. Изменение механических свойств стали 18-8 в зависимости от температуры испытания (суммированные данные Эванса)
Таблица 124
Длительная прочность стали типа 18-8
Содержание C+N %	Время до разрушения (ч) при различных температурах и напряжениях (кГ/мм*)					
	538е С		648° С		704° С	
	С = 35	а = 28	0 = 21	о = 14	0 = 17,5	0 = 10.5
Серия углерод + азот
0,006	4	60	7	750	4,5	750
0,042	8	75	2	130	0,6	50
0,085	16	250	3,5	50	1,0	20
0,096	13	180	4	55	1,4	30
0,189	210	2800	11	320	3,7	130
0,229	270	3000	14	500	4,0	150
		Серия азот ~Ь углерод				
0,006	4	6	7	750	4,5	750
0,085	1	55	3,5	70	1,0	2,5
0,097	5	50	—				1,1	35
0,136	35	250					2,5	55
0,164	35	500			3,5	80
0,212	50	450	9,5	400	6	95
Изменение пластичности сталей L8-8 с различным количеством С + N после длительных испытаний при высоких температурах показано в табл. 125.
Увеличение содержания азот -|- углерод или углерод -j- азот сильно уменьшает пластичность. Предполагается, что эти изменения свойств обусловлены следующими факторами.
Увеличение длительной прочности низкоуглеродистой стали 18-8 связано с упрочняющим действием феррита, который в этих условиях образуется не по границам зерен, а внутри их в особой форме, способствующей упрочнению. У сталей с повышенным содержанием углерода увеличение жаропрочности связано с упрочняющим эффектом дисперсионного твердения в результате образования карбидов и нитридов хрома. Повышение содержания углерода более 0,085% очень сильно снижает пластичность, тогда как азот не оказывает такого влияния. У малоуглеродистой стали 18-8 пластичность меняется не так сильно.
Определение изменения магнитных свойств стали 18-8 в зависимости от длительности испытания показывает, что углерод и азот действуют в одном и том же направлении, способствуя стабильности аустенита. Количество остаточного аустенита с повышением содержания С + N увеличивается при большей длительности испытания.
319
Таблица 125
Пластические свойства стали типа 18-8 после длительных испытаний на разрыв
Температура испытания, °C	Серия углерод—азот, %			Серия	азот—углерод, %	
	С 4- N	0		N +С	6	i|>
538		23—50	48—67			
648	0,006	20—50	26—76	-—-				
704		19—40	42-75			
538		27—44	33—75			
648	0,042	42—70	40—70			—
704		31—64	40—75			
538		11 — 14	20—27		19—51	15—42
648	0,085	6—20	5—26	0,085	16—57	14—25
704		—	—		8—29	12—31
538		16—39	19—64		14—66	15—39
648	0,096	5—28	12—36	0,097	17—28	8—30
704	J	6-27	6—26		16—34	12—31
538		6—50	18—57		11—28	14—30
648	0,189	5—27	2—45	0.164	—	—
704		3—28	3—39		5—16	6—13
538		13—34	16—29		13—27	13—23
648	0,229	5—14	2—17	0,212	3—24	7—23
704		2—7	2—8		2—23	4—18
Хромоникелевые стали с 14 —18% Сг и 8—14% Ni показывают наилучшее сопротивление ползучести при содержании -—0,10— 0,20% С.
В работе [2651 установлено, что сталь 18-8 при испытании на ползучесть в интервале 550—800° С имеет минимальную скорость ползучести при 0,14—0,20% С.
В табл. 126 приведены данные по сопротивлению ползучести двух сталей типа 18-8 с различным содержанием углерода (химический состав их дан в табл. 127) в горячекатаном и литом состояниях с применением термической обработки.
Эти данные показывают, что увеличение содержания углерода с 0,067 до 0,125% способствует улучшению сопротивления ползучести при 540—650° С [263].
В сталях типа 25-20 и 16-35 для повышения сопротивления ползучести требуется более высокое содержание углерода —0,4— 0,45%.
320
Таблица 126
Влияние углерода на сопротивление ползучести сталей типа 18-8
Условнее обозначение состава (см. табл. 127)	Материал	Термическая обработка	Температура испытания °C	а1%/10000 кГ/мм2
А	Катаный	Закалка с 1100° С на	538	<12,1
Б		воздухе	538	>14,7
А	Катаный	Закалка с 1100° С в во-	538	14,0
Б		де	538	17,5
А			593	9,8
Б			593	12,1
А			648	5,7
Б			648	7,3
А	Литье	Закалка с 1100° С в во-	538	>12,1
Б		де	538	15,8
А			648	5.9
Б			648	6,5
Изучение влияния величины зерна на свойства стали типа 18-8 и ее эксплуатационные характеристики позволило установить следующее: при температурах испытания 650—750° С сталь с мелкозернистой структурой имеет несколько большую или почти оди-
Т а б л и Ц а 127
Химический состав [%] исследованных сталей типа 18-8
Условное обозначенно	С	Si	Мп	Сг	NI	N
А	0,067	0,65	0,50	18,21	9,56	0.05G
Б	0,125	0,58	0,47	18,50	9,67	0,035
наковую длительную прочность по сравнению с грубозернистой структурой, а при 815° С очень небольшое преимущество приобретает сталь с грубозернистой структурой (рис. 174).
Однако сталь с такой структурой во время работы при высоких температурах под напряжением показывает худшие эксплуа-21 Химушин 9&Э	321-
тационные свойства, особенно если материал дополнительно претерпевает влияние сильных агрессивных сред.
В большинстве случаев сталь поставляли после закалки на укрупненное зерно с температуры 1050° С и выше. В последнее
Рис. 174. Изменение предела прочности, предела ползучести и длительной прочности, удлинения в зависимости от температуры испытания стали 18-8 и величины зерна (цифры у кривых — величина зерна, ц)
время предпочитается поставлять эту сталь с мелкозернистой структурой (балл 5—6 по шкале ASTM), хотя многие еще применяют сталь с большей величиной зерна.
Как уже указывалось, сталь с мелкозернистой структурой хотя и имеет несколько меньшую жаропрочность, чем грубозернистая, но она меньше подвержена межкристаллитному растрескиванию под напряжением.
322
Г лава XIX
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ С АЗОТОМ
Структура и свойства
Присадка азота к хромистым и хромоникелевым сталям действует аналогично углероду и никелю, способствуя расширению у-области [266, 267).
Чем выше содержание азота в хромоникелевой стали, тем меньше требуется никеля, чтобы сделать сталь полностью аустенитной. Например, 18%-ная хромистая сталь, содержащая около 0,15% N и 0,10% С, будет полностью аустенитной, если к ней добавить 5,5% Ni, а в 25%-ную хромистую сталь без азота надо ввести около 14% Ni.
Введение ~0,15% N заменяет от 2 до 4% Ni, а 0,25% N — от 2,5 до 6% Ni.
Присадка азота к хромоникелевой стали типа 18-8 повышает устойчивость аустенита при холодной деформации, при этом предел прочности (сг,,) у стали типа 18-8 с азотом с изменением степени холодной деформации лежит ниже, чем у стали типа 18-8 без азота.
Тофауте и Шотки [269] изучали свойства 23 %-ных хромистых сталей с <0,06 % С; 1—5% Ni и 0,25—0,30% N, прокатанных на лист толщиной 2—6 мм и закаленных с 950 и 1100° С в воде. Было установлено, что сталь с 23% Сг без никеля и азота является ферритной и не изменяет при закалке в воде своих магнитных свойств. Введение в сталь 1 % Ni оказывает сравнительно небольшое влияние на свойства стали и меньшее, чем присадка 0,25% N. Сталь с 23% Сг, 1 % Ni и 0,26% N после закалки с 950° С уже имеет до 30% аустенита, а после 1100° С 60%. Прн повышении содержания никеля до 3,0% при 0,27% N сталь с 23% Сг в закаленном состоянии имеет до 90% аустенита, а при 5% Ni и 0,26% N — чисто аустенитную структуру.
Для получения чисто аустенитной структуры у стали с 23% Сг без азота при том же содержании углерода требуется около 13% Ni.
Хромоникельазотистые аустенитные стали типа 23-4 имеют более высокие прочностные и несколько меньшие пластические свойства (табл. 128) по сравнению с хромоникелевыми сталями типа 18-8. Несмотря на несколько пониженные значения величин глубины лунки по Эриксену, изготовление изделий с помощью штамповки с глубокой высадкой оказалось вполне возможным. В результате отпуска при 500° С вследствие старения наблюдается снижение ударной вязкости до ЬкГ >м/см2, в то время как у сталей типа 18-8 это наблюдается при 800° С.
21*	323
Таблица 128
Механические свойства 6-лш листов и сварных образцов хромоникельазотистых сталей, сваренных электродуговой сваркой 1
Материал и его обработка	Электрод 2	%	%	б, % (40 —	Угол загиба
		кГ/мяг		= 5,65 VF)	град.
Сталь Лист, закаленный при 1100° С в воде 	 Сварной шов с утолщением 	 Зачищенный	сварной шов . 		 Сталь Лист, закаленный при 1100° С в воде Сварной шов с утолщением 	 Зачищенный	сварной шов	 Сталь Лист, закаленный при 1150° С в воде 	 Сварной шов с утолщением 	 Зачищенный сварной шов	23% Сг, А А с 23% Сг, А Б А Б 23% Сг, А А	3% Ni и 58 59,3 57 4% Ni и 57 58,7 63,0 59,7 66,0 5% Ni и 56 53,8 56,3	0,29% N 88,5 88,8 82,9 0,29% N 82,0 87,2 83,6 78,2 85,0 0,28%> N 84,2 84,4 80,5	48,2 42,5 22,0 50 37,0 31,0 16,0 18,4 48,0 40,4 21,6	180 180 180 145, 180 180 — 180 180
1 При испытании на растяжение усиленного шва разрушение происходит по основному металлу, а при испытании зачищенного шва — по сварному шву. Сварные образны термически не обрабатывали. 1 А — малоуглеродистая сталь с 18% Сг и 8% Ni; Б — сталь с 23% Сг, 4% Ni и 0,29% N.
Влияние температуры закалки, содержания никеля и азота в сталях с 23% Сг показано в табл. 128, а физические свойства и твердость сталей типа 23-4 с 0,29% Ni — в табл. 129.
Из рис. 175 видно, что хромоникельазотистые стали типа 23-4 при высоких температурах имеют более высокие механические свойства, чем стали типа 18-8. Это представляет большой интерес с точки зрения применения этих сталей в качестве более жаропрочного материала.
Исследования на свариваемость стали типа 23-4 с азотом дали вполне удовлетворительные результаты по плотности и прочности 324
Таблица 129
Твердость и намагниченность насыщения хромоникельазотистых сталей после закалки с различных температур в воде
Химический состав, %			Намагниченность насыщения В — If при 10000 apcni		Твердость НВ (5/750)	
	Ni		Закалка в воде с		температур, °C	
Сг		N	950	1100	950	1100
						
23			1 430	14 325	163	230
23	1,0	—	13 650	13 700	177	230
23	1.0	0,26	9 750	4 750	229	240
23	3,0	0,27	1 250	975	260	232
23	5,0	0,26	470	250	262	235
сварных швов (табл. 128). Образцы после сварки имели более мелкозернистую структуру в переходной зоне и не обнаруживали склонности к межкристаллитной коррозии. Испытания на коррозию в 50%-ной кипящей азотной кислоте показали, что сталь с 23% Сг, 4% Ni и азотом не уступает хромоникелевым сталям типа 18-8. В растворе хлорного железа и в смеси серной и азотной кислот эти стали обладают также более высокой стойкостью, чем сталь 18-8.
В результате исследований [270, 271 ] возможности использования азота как заменителя никеля при выплавке сталей с высоким содержанием хрома предложена хромоникелевая сталь типа 18-5 с азотом (0,15—0,25%), обладающая повышенным пределом текучести по сравнению со сталью типа 18-8 и такой же чувствительностью к межкристаллитной коррозии, как и сталь типа 18-8. В кипящей азотной кислоте эта сталь показала высокое сопротивление коррозии. В другой работе [272J изучалась возможность замены никеля азотом в хромоникелевой стали типа 23-12 с тем, чтобы сделать ее полноценным заменителем хромоникелевой стали типа 25-20 с 1,5% Si. Азот вводили в эту сталь в количестве 0,21—0,29%. Установлено, что после 100-ч выдержки при 900° С ударная вязкость стали резко снизилась вследствие образования новой фазы.
Бенэк [273] указывает, что сталь с 20% Сг, 12% Ni, 2% Si и 0,25% N при 0,09% С по механическим свойствам лучше стали 25-20 с 2% Si.
Кифер и Шеридан [274 ] считают, что коэффициент прочности хромоникелевых сталей зависит от суммы азот + углерод, входящих в твердый раствор в виде фаз внедрения.
Подобные результаты получены в работе [241 ]; было установлено, что на полностью аустенитные хромоникелевые стали азот действует по отношению к прочностным свойствам в 2 раза силь-325
нее, чем углерод, и в то же время не так сильно уменьшает пластические свойства. Кроме того, азот является полезной присадкой и в отношении жаростойкости аустенитных сталей.
А. А. Бабаков 1268] изучал серии хромоникелевых и хромомар-ганцевоникелевых сталей с добавками азота и установил, что большинство сталей с азотом не уступает по своим характеристикам хромоникелевой стали типа 18-8, за исключением хромони-кельмарганцевомедистых сталей типа 18-0-8-2 и 18-4-0-2, которые имели ферритную фазу. По механическим свойствам хро-моникельмарганцевомеди-стые стали 18-4-0-2, 18-4-4-2, 18-4-2-2, 18-2-6-2 с азотом превосходили хромо-никелевуюстальтипа 18-8. В результате этих работ была рекомендована сталь с 0,08—0,12% С, 16—19% Сг, 2,5—3,5% Ni, 4,5 6,5% Мп, 1,5—2,5%Си и добавкой азота.
В работе 1752] автор изучал прочностные характеристики и ударную вязкость другой серии хромоникелевых и хромомарган-цевоникелевых сталей с азотом. По его рекомендации стали типа Х18Н6, Х20Н6 и Х18Н4Г9 могут найти применение как маломагнитные высоко-
Рис. 175. Механические свойства стали 18-8 прочные материалы.
(/) и стали 23-4 с 0,29% N (2) при высоких Из работ В. И. Просви-температурах	рина и Н. А. Совериной
1275] по изучению изменения фазового состава аустенитных и ферритных сталей с азотом следует, что наличие в хромоникелевой стали типа 18-9
0,15 % N ускоряет процесс выделения карбидной фазы. Эта фаза представляет собой соединение Сг2зСв, в котором при нагреве часть атомов хрома замещается железом. Наряду с карбидами в стали с 0,15% N имеются нитриды, в состав которых входит -—0,02% N.
326
Максимальное количество нитридной фазы наблюдается при 800° С и оно повышается с увеличением времени выдержки. Выделение карбидов и нитридов из твердого раствора повышает твердость стали со 185 НВ до 240. Сталь, не легированная азотом, при тех же условиях испытания изменяет твердость со 155 до 190 НВ.
Присадка азота к хромоникелевым сталям повышает жаропрочные свойства хромоникелевых сталей, что видно из сопоставления данных различных исследователей [266, 267, 280 ]. В главе о длительной прочности стали типа 18-8 указано, что при температуре испытания 538° С длительная прочность увеличивалась с повышением содержания азота (см. табл. 124). Как уже указывалось, действие углерода и азота примерно одинаково, поэтому в таблице приведены данные по влиянию суммы азот углерод на длительную прочность. С увеличением содержания суммы азот + углерод (более 0,12%) длительная прочность увеличивалась [280].
Влияние азота на свойства и фазовый состав хромоникельмолибденовой стали типа 16-25-6 (ЭИ395) изучалось В. И. Просвириным с сотрудниками [276]. Установлено, что азот в закаленной на аустенит стали находится с у-твердом растворе, а после старения выделяется в виде вторичных у'- и Х’Фаз- Последняя представляет собой карбонитридную фазу с гранецентрированной решеткой и меняющимися параметрами решетки в зависимости от термической обработки. Фаза у может содержать хром, молибден, никель, железо и углерод и существует при 700—1000° С только в присутствии азота [277].
Автором с сотрудниками изучалось влияние азота на свойства сложнолегированных хромомарганцевоникелевых сталей типа 13-10-10, 13-8-5 с 0,30—0,50% С (ЭИ481Б, ЭИ590 и др.) и хромо-никельмарганцовистой стали типа 25-16-7 (ЭИ835) и установлено положительное влияние азота на повышение жаропрочных свойств [12, 15].
Влияние азота при сварке
Азот переходит в сварной шов из основного материала при сварке нержавеющих сталей, а также адсорбируется из атмосферы.
Бишов [278] указывает, что при сварке хромоникелевых сталей типа 13-13 с непокрытыми электродами материал содержал 0,29% N, в то время как наплавленный металл с применением обмазок содержал только 0,13% N.
В работе J [279] отмечается, что тонкие покрытия способствуют поглощению азота при сварке и тем самым повышают прочность сварного шва при хорошей вязкости. В частности, такого рода по-
1 Патенты № 739365 и 739426 от 12 августа 1943 г.
327
крытия, способствующие поглощению азота, очень полезны при сварке толстых сечений из неаустенитных материалов.
Все сварные образцы из стали 25-12 содержали примерно 0,06 и 0,15% N. Он также подчеркивает, что азот не оказывает ухудшающего влияния на прочность и вязкость сварных изделий. Это утверждение несколько противоречит тому факту, что сварные образцы, имеющие высокое содержание азота в полностью аустенитных сталях, имеют некоторую склонность к пористости и растрескиванию в то время как образцы с незначительным содержанием азота, содержащие небольшое количество феррита, являются более плотными. ПоследнееLкак будто, более благоприятно сточки зрения получения качественного шва.
Из данных табл. 124 следует, что сварные образцы обладают примерно одинаковыми высокими характеристиками прочности и пластичности при сварке электродами из стали типа 18-8 без азота и из стали типа 23-4 с азотом [267 ].
Так как титан имеет значительно большую склонность к образованию нитридов, чем углерод, то при сварке титаносодержащих сталей азот вводить нецелесообразно.
Тантал более склонен к образованию карбидов, чем нитридов, в то время как ниобий в равной степени образует нитриды и карбиды. Поэтому в присутствии ниобия или тантала отдельно или совместно (—1 —1,5%) хорошие результаты получаются при сварке с применением электродов из того же материала, но с обмазкой.
Стали, имеющие повышенное содержание азота, находящегося при сварке в твердом растворе, а также в тяжелых отливках, вследствие дендритной ликвации могут быть в отдельных зонах обогащены азотом, что является причиной образования газовых пузырей. При содержании азота, близком к пределу его растворимости, в стали может проявляться склонность к ликвации, что может явиться причиной плохого качества сварки.
Глава XX
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ ТИПА 18-8 И 18-12 С ТИТАНОМ
Влияние титана на структуру и свойства хромоникелевых сталей
Наибольшее применение в промышленности среди нержавеющих сталей получили хромоникелевые стали марок 1Х18Н9Т и Х18Н10Т, различающиеся между собой содержанием углерода, никеля (1X18IT12T) и отношением титана к углероду (Ti : С) (см. табл. 119).
328
Титан относится к сильным ферритообразующим элементам, и чтобы не допустить появления двухфазности (у -f- а), необходимо иметь в стали несколько повышенное содержание никеля (порядка 10%). Когда это не учитывается, в стали 1 XI8Н9Т появляется ферритная фаза, которая в прокатанном материале располагается
Рис. 176. Микроструктура стали 1Х18Н9Т с а-фазой (6-феррит) после закалки и 2 -ч нагрева при 650° С:
а — X 300; б — X 1000
в виде вытянутых вдоль прокатки волокон (рис. 176) [59, 193, 289, 291).
Во избежание появления a-фазы рекомендуется обращать внимание не только на феррито- и аустенитообразующие элементы, определяемые химическим анализом, но также на содержание алюминия, который является сильно действующим ферритообразующим элементом. Для оценки a-фазы в трубной заготовке имеются эталоны микроструктур:
Балл .... 1	2	3	4	5
Количество
а-фазы, % <5 5—12	12—20 20—35 >35
329
Как уже указывалось, наличие a-фазы отрицательно сказывается при операциях горячей обработки давлением и особенно на прошиваемости трубных заготовок [289, 290].
При длительном нагреве в интервале умеренных температур .феррит основного металла и сварного шва стали типа 18-8 с титаном может превратиться в о-фазу, что отмечается рядом исследователей [281 ]
Испытания по определению коррозионной стойкости образцов, вырезанных из стали 1Х18Н9Т с 0,12—0,14% С, 18% Сг, 9—10% Ni с 0,52—0,7% Ti (от края и середины полосы), в сильно агрессивных средах, 65%-ной кипящей азотной, 10%-ной кипящей серной и 3,6%-ной соляной кислотах при комнатных температурах [516 ] показали, что с увеличением количества феррита в стали коррозионная стойкость в указанных средах несколько понижается. Потери веса образцов различных сталей с 12—21% ферритной составляющей в 2—2,5 раза выше, чем стали, в которой феррит имеется в количестве 1—8%. Разница между краем и серединой полосы тем выше, чем больше феррита в стали и чем больше разница в его содержании между этими зонами. Аналогичная неравномерность была обнаружена А. А. Бабаковым па трубной заготовке [282]. Повторный нагрев и прокатка полосовой стали на лист уменьшает разницу в структурной неоднородности 4 и способствует более равномерному распределению фаз. При достаточно равномерном распределении ферритной составляющей не обнаружено разницы в коррозионной стойкости стали 1Х18Н9Т в азотной кислоте и ряде других сред. В этом случае не обнаруживается разницы в коррозионной стойкости чисто аустенитной стали и аустенито-ферритной [193, 282].
Слишком сильное понижение содержания никеля в хромони-кельтитанистой стали (до 7%) при содержании в ней —17% Сг, —0,7% Ti и небольших количеств алюминия сообщает стали способность к дисперсионному твердению (старению) при 500° С после соответствующей термической обработки вследствие превращения у М. (Более подробно это рассмотрено в главе об аустенито-мартенситных сталях).
Углерод оказывает влияние на свойства сталей типа 18-8 с титаном, особенно ,на их коррозионную стойкость. Углерод образует с титаном стабильные карбиды переменной растворимости, зависящей от температуры.
В работе [197] приведены кривые растворимости карбидов в твердом растворе хромоникелевой стали типа 18-8 с 0,5% Ti и без титана в зависимости от содержания углерода. Как видно, в присутствии титана переход карбидов в твердый раствор происходит при более высоких температурах. Сталь 1 Х18Н9Т, нагретая до более высоких температур, подвержена старению за счет образования дисперсных выделений карбидов титана (TiC) и хрома (Сг2зС„) .
330
В результате многочисленных исследований склонности сталей типа 18-8 с титаном к межкристаллитной коррозии после очень длительных выдержек при 650 и 550° С подтверждается ее значительно меньшая стабильность по сравнению со сталями типа 18-8 и 18-14 с ниобием [260].
Механические свойства хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном при комнатной температуре
По механическим свойствам хромоникельтитанистые стали близки к свойствам стали 18-8; они сочетают умеренную прочность (<jb = 56 кГ/мм2) при комнатной температуре с достаточно высокой пластичностью (б = 50%) (см. табл. 120). Они обладают несколько меньшей способностью к наклепу при холодной деформации, чем сталь типа 18-8. Углерод оказывает сравнительно незначительное влияние на механические свойства закаленной на аустенит стали
Закаленное состояние
Время нагрей a, v
Рис. 177. Влияние длительности нагрева при различных температурах на изменение твердости закаленной с 1150° С стали 1Х18Н9Т [283]
18-8 с титаном, если учитывать его колебания в пределах марочного состава (0,06—0,15% С) и отсутствие а-фазы.
В горячекатаном состоянии сталь имеет более высокие механические свойства, но меньшую пластичность по сравнению с закаленным состоянием.
Длительный нагрев в интервале умеренных температур вызывает небольшое старение, которое тем быстрее, чем выше температура старения (рис. 177). При наличии a-фазы механические свойства повышаются и тем больше, чем больше ферритной составляющей в стали.
В присутствии a-фазы в прокатанном материале увеличивается анизотропия свойств; большое количество ее (более 10—15%) отрицательно сказывается на штамповке в горячем и холодном состояниях и прошиваемости трубных заготовок [289, 290, 302].
331
Механические свойства хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном при высоких температурах
Хромоникелевые стали типа 18-8 без присадок находят крайне ограниченное применение в связи с их склонностью к межкристаллитному разрушению. Наибольшее применение в отечественной практике получили стали типа 18-8 с присадками титана или ниобия, которые имеют примерно одинаковые и несколько лучшие характеристики жаропрочности, чем сталь типа 18-8. Однако известны случаи, когда сталь типа 18-8 обладала несколько большей жаропрочностью, чем эти стали с указанными присадками.
Изучение жаропрочных свойств сталей типа 18-8 с титаном [262, 283, 291, 617] позволило установить, что жаропрочность и пластичность сильно зависят от величины зерна. При 650°С и выше наиболее высокую жаропрочность имеют крупнозернистые стали, закаленные с 1040—1100° С.
Наилучшее сочетание свойств сталь типа 18-8 с титаном получает после закалки на твердый раствор по нижнему пределу температур 1040° С [287].
При температурах испытания ~-600°С и ниже наилучшими жаропрочными свойствами обладает сталь с мелкозернистой структурой.
Жаропрочные свойства мало зависят от отношения титана к углероду в стали, но имеются указания [287 ], что сталь с отношением Ti ; С — 3,8 показывает несколько большую жаропрочность, чем сталь с отношением Ti : С = 5,3 и 9,4.
Однако, если сталь 18-8 с титаном во время работы при высоких температурах или при охлаждении подвергается воздействию агрессивных сред, необходимо иметь более высокое отношение титана к углероду [288].
Наблюдается меньшая жаропрочность стали типа 18-8 с присадками титана в образцах с мелкозернистой структурой и в тех случаях, когда в процессе испытания в сталях образуется о-фаза или происходит выделение феррита. Повышение содержания алюминия, как правило, не контролируемого химическим анализом, может быть причиной повышения склонности стали к образованию о-фазы и ухудшению жаропрочности, если при ее выплавке не производилась рафинировка бором. Необходимо отметить, что обычная сталь типа 18-8, несмотря на склонность быть магнитной после нагрева при умеренных температурах, не показывает изменений, связанных с выделением о-фазы.
Жаропрочные свойства этих сталей в сильной степени зависят от технологии выплавки стали, наличия вредных примесей и условий горячей обработки. Эти свойства не могут быть заранее определены исходя из величины зерна и условий термической обработки, особенно для стали с мелкозернистой структурой. В этом случае не всегда известна полнота перевода карбидов и интерме-332
таллидов в твердый раствор или, вернее, не известно распределение легирующих элементов между фазами выделения и твердым раствором. Поэтому жаропрочные свойства сталей типа 18-8 с титаном или ниобием и их пластичность колеблются в широком интервале [287, 617].
В работе [617] изучено влияние величины зерна на длительную прочность и пластичность стали 1Х18Н9Т при различном от-
Температура испытания, °C
Рис. 178. Изменение механических свойств стали 1Х18Н9Т в зависимости от температуры испытания
ношении содержания титана к углероду. Установлено, что с увеличением избытка титана по отношению к углероду свыше четырехкратного увеличивается отрицательное влияние величины зерна на пластичность, определяемую при длительных испытаниях на жаропрочность. При отношении Ti: С более 5—6-кратного избыточный титан выделяется по границам зерен в виде интерметал-лидного соединения.
333
На рис. 178 приведены кривые изменения механических характеристик хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном в зависимости от температуры испытания.
В табл. 130 показано влияние и отношения Ti : С на ползучесть и длительную прочность стали 18-8 с титаном.
Согласно исследованиям ЦКТИ [283], сталь типа 18-8 с титаном имеет небольшую склонность к дисперсионному твердению,
Рис. 179. Длительная прочность стали 1Х18Н9Т (а—г) и 1Х18Н12Т (3) при различных температурах после закалки с 1050—1100° С на воздухе (о) и после закалки с ИЗО—116'0® С на воздухе или в воде и старения в течение 10 ч при 800° С или в течение 20 ч при 700° С (X) (цифры у точек — удлинение, %, при разрушении образца)
которая выявляется после длительного нагрева стали в интервале температур 500—800° С. Результаты испытаний на длительную прочность стали 18-8 с титаном при различных температурах [283 ] показаны на рис. 179.
Г. П. Федорцов-Лутиков с сотрудниками [288 ] исследовал прочностные свойства при высоких температурах хромоникелевой 334
Таблица 130
Влияние отношения Ti : С на сопротивление ползучести и Длительную прочность [кГ1ммг\ стали типа 18-8 с титаном
Сталь и отношение Ti : С	Температура испытания °C	Термическая обработка			«1 %/10000	«1%/ЮОООО	°юо	«1000	. «10000	Ожидаемое удлинение 1000 ч b %
18-8 (без титана)	593 649 704	—			6,6—10,5 4,2—6,3 1,0—2,8	4,9—7,0 2,8—3,1 2,1—3,8	—	15,4 8,4—12 5,9—7,0	11,9 5,6—9,4 3,9—4,5	—
18-8-Nb	593				9,4—18,9	8,4—15,4	—	20—26	14—19		
	649				3,5—11,2	1,2—8,1	—	11—14	7,0—7,7	—
	704				1 .4—10,5	0,42—3,5	—	6,3—13	3,1—6,3	—
18-8-Ti	593	1036°	С,	воздух	11,5	7,3	39	24	19	17
(Ti : С=5,3)	649				7,4	4.9	20,5	14,7	9,1	20
	704				3,2	2,2	—	—	—	—
(Ti : С=5,3)	649	1120°	с,	воздух	8,4	6,0	22,7	16,7	12,6	10
	704				5.2	в,8	14,7	10,1	6,4	25
(Ti : С=8,4)	593 649 704	1036°	с,	воздух	11,2	8,8	24,5	18,2	11,2	30
					3,2	2,4	13,3	7.0	4,2	80
(Ti : С=9,4)	593	1036°	с,	воздух	14,7 *	8,4 *	29,4	21,7	15,7	20
	649	1036°	с,	У)	7,0 *	4,0 *	19,6	14,3	8,4	24
	704	1120°	с,		5,2	2,3	12,9	8.7	5,4	20
(Ti: С=10,9)	593	1036°	с,	воздух	9,7	4,4	29,4	23,8	18,9	15
	649				6,1	1,9	22,4	14,7	7,7	15
	704				2,6	1,0	18,2	9,4	5,1	20
Кривые ползучести анормальны вследствие структурных изменений.
стали следующего состава: 0,13% С, 0,72% Si, 0,9% Мп, 17,65% Сг, 10,4% Ni, 0,52% Ti, 0,3% Си, 0,006% S и 0,015% Р. Образцы были вырезаны из горячекатаных труб с наружным диаметром 220 мм и толщиной стенки 12 мм и подвергнуты двум видам термической обработки. Были определены релаксационные характеристики стали при 700° С, изменение скоростей ползучести от напряжения, длительная прочность (рис. 180) и структурные изменения в процессе испытания. Как видно из приведенных на рис. 180 данных, применение стабилизирующего отжига несколько улучшило длительную прочность при 550° С; при 600 и 650° С длительная прочность стабилизированной и нестабилизированной стали примерно одинаковая.
Относительное удлинение образцов, определяемое после испытания на длительную прочность, уменьшалось с увеличением длительности испытания, но и после 15000-и испытаний оно составляло 3—6% (рис. 181).
Изучение старения стали типа 18-8 с титаном, доведенное до 5000 ч, позволило установить, что ударная вязкость и удлинение незначительно снижаются, а предел текучести несколько повышается. В процессе испытания наблюдались структурные изменения, связанные с образованием о-фазы. Выделений a-фазы, а также склонности э.той стали к межкристаллитной коррозии посде длительного испытания стали под нагрузкой и без нее не обнаружено.
Влияние прерывистости испытания на релаксационные характеристики стали типа 18-8 с титаном изучалось И. А. Одингом [291], Сталь типа 18-8 с содержанием 0,42% Ti и 0,05% С подвергалась изучению в условиях действия циклических нагревов при испытании на ползучесть при 593 и 704° С и напряжениях 9,1 и 1,05 кПмм2, [293] и было установлено, что скорость ползучести повышается в 2—3 раза. Цикличность температуры была ±28° С от номинальной.
В работе [293 ] также изучено влияние циклических нагревов и нагрузок- на листовой стали тПпа 18-8 с 0,66% Ti и 0,048% С при 650 и 732° С на длительную прочность. Из результатов следует, что цикличность в интервале температур 650—20° С не оказывает влияния на ослабление стали, а при температурах 732—20° С вызывает сильное снижение длительной прочности. Длительность нагрева составляла ~15—20 мин, а охлаждения 25 мин. Цикличность по напряжениям от нуля до заданного при температурах до 732° С не оказала какого-либо влияния на длительную прочность стали 18-8 с титаном.
При изучении ползучести [286] двух плавок хромоникелевой стали типа 18-11 с 0,42% Ti и 0,05% С и с 0,09% Ti и 0,09% С исследовались структурные изменения, протекающие в сталях под нагрузкой при высоких температурах. Первичные карбиды TiC под воздействием температур и напряжений оказались неизмен-336
Вреня де разрушения, ч
Рис. 180. Кривые длительной прочности стали 1Х18Н9Т при различных температурах:
а — после закалки с 1050— 1100° С на воздухе: б — то же и 20-« старение при 700” С [288]
Рис. 181. Кривые изменения удлинения образцов после испытания на длительную прочность в зависимости от времени до разрушения:
1 —закалка с 1050 —1100° С; 2 —закалка + стабилизация при 700° С, 20 ч
22 Хныушпн 993
337
ними. Наибольшее количество выделений ст-фазы наблюдалось при 700° С.
Стабилизирующий отжиг при 871 ° С не изменил сопротивления ползучести и структуры стали. Стабилизированная при 871 ° С сталь показала лучшую стойкость против распада у — а. Отмечено, что все стали типа 18-8 во время испытания поглощают азот из атмосферы печи (воздуха), причем чем ближе на образце точка к месту разрыва, тем больше поглощение. Сталь 18-11 оказалась наиболее стойкой против поглощения азота по сравнению со сталью 18-11-Ti и др. Отслаивание окисных плекок и образование свежих трещин способствуют поглощению азота.
Магнитная проницаемость у стали 18-11 с титаном до и после испытания при 600° С оказалась наибольшей. После испытания при 700° С образец оставался парамагнитным. Сталь 18-11 Tic 0,09% С при испытании не показала изменений магнитных свойств.
Структурные изменения в стали 18-11-Ti сказались на снижении ударной вязкости и пластичности при комнатной температуре, а также на плотности стали. До испытания сталь 18-11-Ti с 0,05% С имела у = 7,915, а после 7,917 е/сж3.
Изучение влияния режимов термической обработки на изменение механических свойств стали 1Х18Ы9Т позволило установить, что с повышением температуры закалки прочностные характеристики при комнатных температурах уменьшаются, а пластичность увеличивается. При температурах испытания 600—800° С повышение температуры закалки вызывает увеличение кратковременной и длительной прочности и уменьшение пластичности (рис. 182).
Испытания на термическую стойкость стали 1Х18Н9Т и длительную прочность позволили установить, что закалка свыше 1100° С увеличивает время до разрушения при 800° С и напряжении 4 кПммъ, уменьшает термостойкость и пластичность (рис. 183). Величина зерна с повышением температуры закалки увеличивается,
В работе [346) разработан способ электрошлаковой сварки крупногабаритных колец из стали Х18Н9Т с применением пластинчатого электрода из той же стали. Установлено, что для работы в сильно агрессивных средах важно, чтобы содержание углерода в стали типа 18-8 с титаном было наиболее низким (<0,06 %).
В работе [664] изучено влияние наклепа и скоростей деформации при высоких температурах на деформационную способность стали 1Х18Н9Т состава: 0,12-%С, 1% Мп, 0,66% Si, 16,98% Сг, 10,96% Ni, 0,01% S, 0,018% Р, 0,5% Ti.
Предварительный наклеп проводили растяжением заготовок с вытяжкой на 18 и 34% (рис. 184).
С уменьшением скорости деформации наблюдается резкое понижение деформационной пластичности стали со смещением минимума V-кривых в сторону более низких температур. У наклепанного материала минимумы V-образных кривых более резко 338
Рис. 182. Влияние температуры закалки стали 1Х18Н9Т на предел прочности и удлинение при различных температурах испытания
Рис. 183. Влияние температуры закалки на длительную прочность т. пластичность 6 при 800° С и о=8 иГ1мм\ величину зерна К и термостойкость N стали 1Х18Н9Т (лист толщиной 1,5 мм, длительность нагрева 5 мин, ох-лаждение на воздухе)
22*
339
выражены, и тем резче, чем меньше скорость деформации со смещением в сторону более низких температур. Способ обработки поверхности образцов оказывает сильное влияние на изменение относительного удлинения (рис. 185).
Рис. 184. Изменение пластичности стали 1Х18Н9Т в зависимости от температуры испытания и скоростей деформации, %:
а — после закалки с 1050° С и З-ч отпуска при 680° С; б — то же, после наклепа 18 и 34%
Рис. 185. Изменение относительного удлинения образца стали 1Х18Н9Т с понижением скорости деформации при 600° С после различной обработки;
I — полированный образец; 2 — обработанный резцом; 3 — наклепанный (деформация 18%)
Хромоникельтитанистая сталь марки 1 Х18Н12Т с повышенным содержанием никеля предложена для паро-
Таблица 131
Длительная прочность и пластичность стали Х18Н12Т
Температура испытаний “С	°100000 кГ/мм'	б, %, после 3000—9000 ч испытаний
600	13,5	19
650	8	33
700	5	22
340
перегревательных труб установок высокого давления с длительным сроком службы при рабочей температуре металла до 610° С (см. рис. 179) [283, 288]
В работе [292] исследовались три плавки стали с 0,08; 0,10 и 0,11 % С при отношениях Ti : С = 3,9; 4,7 и 4,5 и изменение их свойств в зависимости от различных режимов термической обработки. Установлено, что наилучшее сочетание свойств получается после закалки с 1050—1100° С на воздухе. Выдержка при температуре закалки для самих труб 30 мин и для сварных соединений 1 ч. Сталь Х18Н12Т менее склонна к охрупчиванию при длительных выдержках при 700 и 750° С по сравнению со сталью Х18Н9Т. Если у первой после 10 000-4 нагрева при 700° С и ЗООО-ч при 750° С ударная вязкость практически сохраняется на высоком уровне (аЛ = 22 kT/cjm2), то у стали Х18Н9Т ударная вязкость за это время падает до 9—18 кГ-м/см2. Выделений о-фазы при этих выдержках у стали Х18Н12Т не обнаружено.
Путем экстраполяции результатов 3000—ЭООО-ч испытаний на длительную прочность вычислены следующие значения пределов длительной прочности стали Х18Н12Т (табл. 131) и пластичности.
Сварные соединения из стали типа 18-8 с титаном
При изготовлении сварных соединений из сталей 0Х18Н10Т и Х18Н9Т следует в первую очередь обращать внимание на обеспечение высокой коррозионной стойкости сварного шва, особенно стойкости против межкристаллитной коррозии.
Титан, находящийся в стали, при сварке очень сильно выгорает (до 90%), поэтому сталь типа 18-8 с титаном в качестве присадочной проволоки, как правило, не применяют, независимо от содержания в ней углерода [193, 229, 242, 294].
При сварке используют хромоникелевую сталь типа 18-8 с очень низким содержанием углерода или хромоникелевую сталь типа 18-8 с ниобием.
Для повышения корозионной стойкости сварных соединений титан вводят в металл шва через специальные покрытия электродов (обмазки) в виде ферротитана или металлического титана. В табл. 132 показаны составы ряда наиболее распространенных электродов, которые применяются при сварке хромоникелевой стали типа 18-8 с титаном или стали типа 18-8 с ниобием [204]. Наряду с титаном иногда в состав-покрытия вводят ниобий (электроды ЦЛ-11, Л38М, Л40М) в виде феррониобия.
Чтобы иметь определенное соотношение хрома и никеля в металле шва, в состав покрытия ЦЛ-11 вводят металлический хром или феррохром марок !Хр0000 и ХрООО. Количество хрома повышают с увеличением содержания никеля [204] так, чтобы
341
Таблица 132
Составы электродов некоторых марок
Марка электродов	Тип электродов по ГОСТ 9467—60	Содержание сухих компонентов в шихте, % (вес.)								
		мрамор	плавиковый шпат	ферромарганец	ферросилиций		срерротнтаи	Л У S 5 а £	двуокись титана	алюминиевая пудра
ЭНТУ-3	ЭА1	45,0	39,0	2,5		5,5			8,0		-
УОНИИ-13		57,5	33,5	2,5	4,0	2,5		—	—-	—
нж-Ф1		46,5	46,5	—	—	7,0		—-	—	—
ЦЛ-11 ЭИО-3	ЭА1Б	38,0 57,0	44.0 34,0	4.0 4,0	2,0 2.0	3.0		4,5	4,5	3,0
КБ-1	Из проволоки ЭИ606	45,4	42,2	4,1	8.3			—	—	—
ГЛ-2	(ЭА1ФС)	43,0	39,0	2,0	10,0	6,0		—	—	—
Л38М	ЭА1БС	42,0	39,0	5,0	10,0			4,0	—	—
Л40М	—	38,0	'35,0	5,0	10,0			12,0	—	—
в металле шва их содержание соответствовало следующим количествам:
Никель, %............ 8,0—8,5 8,5—9,0 9,0—10,0 10,0—11,0
Хром, % .............>17,5	18,5	20,0	22,0
Для сварки стали 1Х18Н9Т наряду с электродами ЦЛ-11 и ЭИО-3 могут быть рекомендованы также электроды Л38М. Иногда вместо проволоки св. 0Х18Н9 применяют электроды из «лапши», т. е. из стержней, нарезанных из стали Х18Н9Т, что следует считать неправильным, так как составы наплавленного металла будут резко отличаться содержанием хрома и никеля.
Следует отметить, что в проволоке Св. 0Х18Н9 минимальное соотношение содержания хрома и никеля не может быть ниже 1,8 и наибольшее содержание углерода не бывает более 0,06%.
В работе [347 ] с помощью метода радиографии показано, что при сварке стали типа 18-8 углерод распределен неравномерно. В зоне основного металла, непосредственно прилегающей к сварному шву, наблюдается обогащение стали углеродом. При последующем 2—5-ч нагреве при 650 и 850° С эта неравномерность еще больше усиливается.
Закалка на аустенит с 1100°С устраняет неравномерное распределение углерода в сварных соединениях и повышает их коррозионную стойкость в кипящем растворе 65%-ной азотной кислоты.
342
Влияние температур нагрева на технологическую пластичность стали Х18Н9Т с различным содержанием a-фазы и других сталей изучено в работе [289, 290 ]. Число оборотов до разрушения стали Х18Н9Т с большим количеством ферритной составляющей меньше, чем плавки с меньшим количеством. Технологическая пластичность при температурах выше 1250° С всех сталей аустенитного типа сильно падает, тогда как для углеродистой и ферритной она остается очень высокой.
Б. И. Медовар с сотрудниками [623 ] установил, что длительная прочность сварных соединений из стали Х18Н9Т, легированных фосфором (0,2% Р), увеличивается в несколько раз. Они рекомендуют легировать металл шва двухфазных аустенито-ферритных сталей фосфором. Фосфор не оказывает влияния на стойкость стали против межкристаллитной коррозии.
Глава XXI
ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ АУСТЕНИТНЫЕ СТАЛИ ТИПА 18-8 С НИОБИЕМ
Влияние ниобия на структуру и свойства сталей
В СССР сталь типа 18-8 с ниобием известна как сталь марки Х18Н12Б (Х18Н11 Б), а также с другим соотношением хрома и никеля, применяемая для работы при высоких температурах (см. табл. 119, 120). Ниобий как сильный карбидообразующий элемент связывает углерод в стойкие карбиды, тем самым предотвращая образование карбидов хрома по границам зерен и, следовательно, появление склонности к межкристаллитной коррозии. Ниобий в то же время является очень сильным ферритообразующим элементом. Не связанный в карбиды ниобий оказывает сильное влияние на увеличение ферритной области. Поэтому хромоникелевые стали типа 18-8 при введении в них ниобия приобретают аустенито-ферритную структуру. Чтобы избежать появления ферритной фазы в хромоникелевых сталях, рекомендуется вводить несколько повышенное содержание никеля (10—12%).
Влияние хрома и никеля на области существования аустенита и феррита в присутствии небольших количеств углерода (не более 0,08%) и при десятикратном отношении ниобия к углероду, входящих в состав стали, показано на рис. 186 [296].
343
Влияние температурных условий и деформации на превращение у -> а и а -> у в стали Х18Н11Б изучалось магнитным методом.
С. Я. Силогаевым [297 ] установлено, что a-фаза, возникшая в результате холодной деформации при превращении у -> а, неустойчива при последующем нагреве и переходит почти полностью в у-фазу при '—600°С.
a-фаза, появившаяся при нагреве вследствие изменения фазового состава, ведет себя более устойчиво при последующем вторич-
Хрон, %
Рис. 186. Влияние хрома и никеля на положение фаз в хромоникелевой стали с ниобием:
1 — закалка с 1050° С на воздухе; 2 — закалка с 1050й С на воздухе + старение при 650° С, 6 ч
С. Д. Энтин [298 ] определил изменение магнитной восприимчивости образцов из стали Х18Н11Б при пластической деформации растяжением.
Фазовый состав хромоникелевых сталей, содержащих ниобий, изучался неоднократно; установлено, что он в очень сильной степени зависит от состава стали, содержания никеля, ниобия и углерода, а также условий термической обработки.
На рис. 187 показано влияние ниобия и никеля на области существования различных фаз после соответствующих режимов термической обработки [192],
Кроме кубического карбида NbC, в присутствии углерода образуются карбиды типа А1евС и при избытке углерода — карбиды типа Сг23С0.
Ниобий с железом образует интерметаллидные фазы и в результате образования этих фаз сообщает стали способность к дисперсионному твердению. Однако действие ниобия в хромоникелевых сталях в этом отношении не столь эффективно, как действие титана.
344
п
15
13
11
s
7
15
13
11
9
7
15
13
11
9
7
			1 1	NbC Ме6С	l l l		a
NbC 7			1 1 1 д	7 ,	1	NbC Meec t-e3Nb}	
		О	1 1 1		i	7 		
	1ЬС -а.		—1— 1 1 1	NbC Me г с	1 —		1	 NbC MesC	
			1 1 1	7'а		 	!	Fe3Nbi 7~л	
	NbC | х । 1		NbC меес	। 1 1 1	NbC		6
NbC - 7 -		I I* 1	7	1 1 1 1	мебс Fe3Nbz		
0		 э	1 • «		1 в | 1			
	L-- Nbt X	* 1	О				
.-"о тс		—г 1	NbC i ме6С J		NbC		
7'а о 1 1		“I 1 1	7~	а 1 1	Fe3 Nb2 7-a-		
NbC Сас AN1		А	1 1 II ।		1 1 1		в
J		 0	1 7 1 1	NbC NesC * 6 -	1 1 1	NbC Me6C Fe,Nb2	
ND, 7я
Рис. 187. Влияние ниобия и никеля на положение фазовых областей в хромоникелевой стали с 18% Сг после термической обработки:
а — закалка с 110 0° С на воздухе, выдержка 10 мин', б — то же, 4- нагрев при 870Q С в течение 1 — 3 мес.; в — то же -р нагрев при 650° С в течение 1 — 3 мес.
345
При содержании в стали 2% Nb образуется интерметаллидная фаза типа Fe3Nb2, при длительных выдержках и умеренных температурах образуется сг и Х’Фазы [299, 300].
В присутствии кремния образуется силицид феррониобия типа Fe4Nb5Si3 [300].
Продолжительность выдержки,ч
Рис. 188. Влияние длительности нагрева стали Х18Н11Б на изменение механических свойств стали при температурах; °C:
а — 600:6 — 650; а — 700; г — 750 (предварительная обработка: закалка с 1050 — 1100° С)
Дисперсионное твердение при умеренных температурах хромоникелевых сталей с ниобием может протекать и за счет карбидов ниобия, но для развития этого процесса необходимы очень высокие температуры закалки для перевода первичных карбидов в твердый раствор.
В термически обработанном состоянии после закалки на аустенит сталь 18-8 с ниобием по механическим свойствам близка к аустенитной стали 18-8.
346
Увеличение содержания ниобия в стали 18-8 до 2% почти не изменяет механических свойств после закалки на аустенит с 1150° С [302].
После закалки с 1100° С в воде пластичность и ударная вязкость с повышением содержания ниобия уменьшаются.
Длительный нагрев стали 1Х18Н11Б при умеренных температурах (700—750° С) почти не изменяет механических свойств при комнатных температурах (рис. 188). Длительный нагрев стали с 0,15% С и 1,0% Nb при 600—650° С в течение первых 1000 ч способствует повышению предела прочности в результате небольшого снижения пластичности, ударная вязкость практически не изменяется.
Избыток ниобия, несвязанного в карбиды или нитриды, в хромоникелевых сталях типа 18-8 нежелателен, так как он оказывает вредное влияние на механические и технологические свойства сталей [243]. Например, стали 18-12 с ниобием при отношении Nb : С, равном 12, очень плохо штампуются вследствие образования феррита. Наличие феррита также вредно сказывается на прошивке трубной заготовки.
Пищиков, Алферова, Николаев [302] установили, что повышение содержания аустенитообразующего элемента никеля с 11 до 13% в хромоникелевых сталях с ниобием устраняет трудности при прокатке сталей.
Хромоникельниобиевые стали (без дополнительного легирования) при высоких температурах имеют несколько повышенные характеристики длительной прочности, сопротивления ползучести, чем хромоникелевые стали типа 18-8 и 18-8 с т.итаном. Но эта разница не столь велика, и можно считать, что сталь с ниобием примерно находится на том же уровне, что и сталь с титаном. Стали типа 18-8 с ниобием находят широкое применение в качестве жаропрочного материала до 650—700° Сив качестве окалиностойкого до 800—850° С.
Механические свойства сталей типа 18-8; 18-12 с Nb при высоких температурах приведены в работах [14, 15, 192, 204, 242, 283, 293, 304—310] и исследованы автором с сотрудниками.
Кратковременная и длительная прочность стали Х18Н11Б зависит от температуры закалки (рис. 189, 190). С увеличением температуры закалки прочность при комнатной температуре уменьшается, а пластичность возрастает. При высоких температурах испытания прочность повышается, а пластичность падает и тем больше, чем выше температура закалки и температура испытания.
Наилучшсс сочетание прочности, пластичности и термической стойкости сталь марки Х18Н11Б получает после закалки с 1100°С, Хотя более высокая температура закалки (1200° С) повышает длительную прочность при температуре испытания 800° С, но это улучшение сопровождается очень сильным снижением пластичности (рис. 190). При температурах испытания 500—600° С 347
прочность и пластичность мало зависят от температуры закалки.
Сталь Х18Н1 1Б достаточно устойчива против роста зерна при нагреве ее под закалку до 1200° С.
При изучении влияния ниобия (от 0,54 до 1,5%) на кратковременную прочность, пластичность и ударную вязкость при темпера
Рис. 189. Влияние температуры закалки на предел прочности (а) и удлинение (6) стали Х18Н11Б при температурах 20, 600, 700 и 800° С. Лист толщиной 1,5 мм, длительность нагрева 5 мин, охлаждение на воздухе
Рис. 190. Влияние температуры закалки стали Х18Н11Б на длительную прочность при 800° С и о=8 кГ/ммг (т—время до разрушения, ч), удлинение 6, величину зерна К и термическую стойкость V
турах испытания до 1300° С и на скручивание при 1050—1250° С [302, 295] показано, что число оборотов при скручивании до разрушения у плавки с 1,5% Nb при температурах выше 1 150° С сильно отличается от числе оборотов других плавок этой стали.
На рис. 191 показано изменение длительной прочности стали типа 18-8 с Nb в зависимости от температуры испытания [204] и стали Х18Н11Б после закалки с 1050 —1100° С (на воздухе [283].
Данные о влиянии величины зерна на сопротивление ползучести и длительной прочности стали 18-12 с Nb, вычисленные для 10 000 и 100 000 ч, приведены на рис. 192 [307]. Крупнозернистая сталь имеет более высокую длительную прочность при температурах выше 675° С, чем мелкозернистая. Величина зерна оказывает 348
также сильное влияние на пластичность стали после длительных испытаний.
В работе [304] подробно описываются свойства хромоникелевой стали типа 20-10 с ниобием, применяемой в Англии для работы при высоких температурах.
6, кГ/мм 2	6, кГ/мм2
Рис. 191. Пределы длительной прочности сталей:
а -Х18Н11Б при 600 —700°С (цийфы у кривых — удлинение образцов, %, при разрушении): б — 18-8 Nb для 1000 и 10 000 ч при различных температурах
Температура испытания, ‘С
349
Циклическая прочность стали 18-8 с ниобием (AISI-347) в интервале температур 600—20° С изучалась на трубчатых образцах с отверстием и без отверстия и было установлено, что неоднородность материала оказывает сильное влияние на термостойкость [2931.
Влияние условий испытания на ползучесть сталей типа 18-8 с различным отношением Nb : С (0,69—0,78% Nb, 0,06—0,08% С), на структуру и свойства при высоких температурах изучено в работе 13091. Перед испытанием
Рис. 192. Влияние величины зерна на предел прочности (а), удлинение (б), длительную прочность (о) и ползучесть (г) стали 18-12 с ниобием (цифры на кривых — величина зерна, баллы)
Температура испытания, °C
образцы сталей имели типичную полиэдрическую структуру аустенита с небольшим количеством первичных карбидов при очень малой травимости зерен. После испытания структура сильно изменилась, границы зерен приобрели способность к сильной травимости, а по местам наибольших напряжений и вблизи трещин наблюдалось усиленное выделение карбидных и интер-металлидных фаз.
Эти данные указывают на большую стабильность аустенита хромоникелевой стали Х18Н11Б при нагреве до умеренных температур. Биндер [192] отмечает, что высоко дисперсные выделения о-фазы критического размера по границам зерен способствуют повышению жаропрочности стали типа 18-8-Nb при 650° С.
Сварные соединения из хромоникелевой стали типа 18-8 с ниобием
Ниобий оказывает положительное влияние на длительную прочность металла сварного шва стали 19-9 (табл. 133). Интересно отметить, что наличие феррита в стали не сказывается отрицательно на жаропрочности сварного шва.
350
Т а б л и ц а 133
Длительная прочность металла сварного соединения
Содержание ниобия в металле соединения	Структура	Время до разрушения, ч. при 650° С и о — L4 кГ/мм1
Нет	Аустенит	5—8
	Аустенит + феррит	10—15
Nb = 5 • С	То же	400
Nb = 10-С	»	300
Nb = 15-С		600
Nb = 20-С	»	520
Ниобий, входящий в состав стали, при сварке окисляется значительно меньше, чем титан или тантал, и поэтому угар его можно легко учитывать. При обычной сва,рке угар ниобия достигает 40— 10%, но в присутствии повышенных содержаний кремния (—1 %) он может быть еще более снижен. Поэтому ниобийсодержащие хромоникелевые стали применяют в качестве присадочного материала не только для сварки сталей этого типа, но также и для сталей, содержащих титан.
Однако для получения качественного сварного шва необходимо учитывать ряд особенностей хромоникелевых сталей с ниобием и, в частности, их склонность к образованию горячих трещин при сварке.
Хромоникелевые стали с ниобием склонны к растрескиванию при охлаждении, что наблюдается в отливках, в перекрещивающихся сварных швах, а также при многослойной сварке толстых листов. Такого рода растрескивание наблюдалось при сварке стали с использованием электрода диаметром 6 мм из стали с 0,07% С, 19% Сг, 9% Ni, 0,7% Nb [312].
Работами последнего времени [313, 314] установлено, что наибольшее количество горячих трещин при сварке образуется при содержании ниобия менее 1 %. С повышением содержания ниобия в наплавленном шве склонность к растрескиванию уменьшается, а при содержании его —1,6% горячие трещины совершенно исчезают. Вредное влияние ниобия в отношении растрескивания при сварке усиливается с повышением содержания никеля, углерода, серы, кислорода и азота в стали и кислотности флюса при сварке.
В отношении неблагоприятного влияния кислорода и азота мнения расходятся, в частности отмечается, что введение азота в количествах 0,05—0,2% в присутствии ниобия оказывает положительное влияние [315].
Предполагается, что вредное влияние ниобия связано с тем, что, сосредоточиваясь в пограничных слоях, ниобий образует с никелем и углеродом легкоплавкие эвтектики [316].
351
Повышение концентраций ниобия в межкристаллических прослойках (микросегрегация) доказано специальными исследованиями 1317, 318]. Наличие легкоплавких составляющих в межкристаллических прослойках сварных швов во время их охлаждения и дополнительно возникающие напряжения являются причиной образования горячих трещин при сварке.
Положительное влияние повышенного содержания ниобия (более 1 %) в стали объясняется измельчением первичной структуры наплавленного шва вследствие образования феррита и заполнением междендритных промежутков эвтектической жидкостью.
Дендритную ликвацию можно устранить закалкой сварных изделий с 1100э С в воде или на воздухе при условии, если в процессе отливки или наплавки не образовались трещины.
Горячие трещины при сварке стали типа 18-8 с 0,8—1,0% Nb можно устранить повышением содержания кремния в наплавленном шве до 1,7—2,3%, что доказано рядом отечественных исследований [318, 319, 242 ].
По данным [300], не рекомендуется увеличивать содержание кремния более 0,3—0,4%. Считается полезным повышенное содержание марганца (до 1,5%) и пониженное серы (<0,010%).
Во избежание горячих трещин в сварном шве предлагается наряду с повышенным содержанием кремния (1,5% Si) иметь ванадий в количествах около 1,0—1,4% [242].
Вредное влияние ниобия особенно сказывается при сварке, когда образующийся наплавленный металл имеет полностью аустенитную структуру. Это особенно сильно проявляется при сварке массивных пзд