Новые низколегированные нержавеющие стали - Гуляев А.П., Жадан Т.А.

Автор: Гуляев А.П. Жадан Т.А.

Теги: металлургия машиностроение сталь металловедение издательство машиностроение

Год: 1972

Похожие

Нержавеющая сталь

Нержавеющие и жаропрочные стали

Металлография железа. Том 2. Структура сталей (с атласом микрофотографий)

Металлография железа. Том 3. Кристаллизация и деформация сталей (с атласом микрофотографий)

Текст

А. П. ГУЛЯЕВ, Т. А. ЖАДАН

НОВЫЕ
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ
НЕРЖАВЕЮЩИЕ СТАЛИ

Москва

«МАШИНОСТРОЕНИЕ»

1972
Г-94

УДК 669 15

Г у л я е в А. П., Ж а д а и Т. А. Новые низко-
легированные нержавеющие стали. Лк, «Машино-
строение», 1972.

В книге изложены результаты исследований
по изысканию мало дефицитной нержавеющей
стали феррито-аустенитного класса, равноценной
по коррозионной стойкости в ряде сред стали
Х18Н10Т и обладающей повышенными прочност-
ными свойствами. Рассмотрены принципы легиро-
вания сталей этого класса, влияние различных
факторов на фазовый состав и свойства двухфаз-
ной стали. Подробно освещены свойства и
структурные превращения стали 0Х18Г8Н2Т,
оптимальной по составу, описана технология
производства этой стали (по опыту завода
«Красный Октябрь»).

Книга рассчитана на инженерно-технических и
научных работников металлургической и машино-
строительной промышленности. Ил. 59, табл. 14,
список лит. 51 иазв.

Рецензент
Профессор д-р техн, наук
Решетов Дмитрий Николаевич

3—10—2

19—71

Александр Павлович Гуляев

Тамара Алексеевна Жадан

НОВЫЕ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ

Редактор издательства Т. С. Грачева Технический редактор Л. Т. Зубко
Корректор А. М. Усачева Обложка художника А. С. Рыбакова

Сдано в набор НУУ 1972 г. Подписано к печати 15/1Х 1972 г. Т-14369
Тираж 6000 экз. Усл.-печ. л. 5,46. Уч.-изд. л. 5,5. Бумага № 1.
Формат 84Х1О8'/м Цена 29 коп. Зак. № 1000

Издательство «МАШИНОСТРОЕНИЕ», Москва, Б 66, 1 й Басманный пер., 3

Типография № 32 Главполнграфпрома. Москва, Цветной бульвар, 26.
ВВЕДЕНИЕ

В некоторых отраслях промышленности (химической
и др.) детали машин и аппаратов работают в агрессив-
ных средах, и поэтому они изготовляются из коррозион-
ностойких и кислотоупорных аустенитных хромоникеле-
вых нержавеющих сталей.

Выпуск таких машин и аппаратов из года в год уве-
личивается.

В связи с растущей потребностью в нержавеющих
сталях проблема экономии никеля и вопросы рентабель-
ного применения нержавеющих сталей приобретают
особое значение.

До сих пор максимальный удельный вес в потреб-
лении нержавеющих сталей составляет универсальная
высоконикелевая сталь аустенитного класса Х18Н10Т
(около 80%).

В ряде случаев эта сталь может быть заменена менее
дефицитными сталями — безникелевыми ферритного
класса или малоникелевыми аустенитного или феррито-
аустенитного классов.

Из недефицитных безникелевых нержавеющих ста-
лей наибольшее распространение в народном хозяйстве
получили высокохромистые стали ферритного класса
марок 0Х-17Т и Х25Г, которые во многих агрессивных
средах являются полноценными заменителями стали
Х18Н10Т.

Существенным недостатком этих сталей, ограничи-
вающим их применение, является повышение порога
хладноломкости (выше комнатной температуры) после
сварочных нагревов. Хрупкость сварного соединения не
может быть устранена последующей термической обра-
боткой, так как ферритные стали не имеют фазовых
превращений.

В настоящее время в химической промышленности
для сварной химической аппаратуры находят примене-

Отредактировал и опубликовал на сайте: Р 8 Е 5 $ I ( Н Е 8 $ (И
ние хромоникелевые стали феррито-аустенитного класса
0Х21Н5Т (ЭП-53) и 0Х21Н6М2Т (ЭП-54). Дапо из-
вестен ряд преимуществ феррито-аустенитных сталей
по сравнению с аустенитными: более высокие прочност-
ные свойства (предел текучести выше в 2 раза), повы-
шенная сопротивляемость межкристаллитной коррозии
и коррозионному растрескиванию. Однако недостаточ-
ная изученность двухфазных сталей препятствует их
широкому внедрению в промышленность. Кроме того,
двухфазные стали, в отличие от аустенитных, обладают
склонностью к так называемому охрупчиванию—по-
нижению пластичности в результате нагрева в интер-
вале температур 500—700° С. Указанные двухфазные
стали содержат около 5% никеля, что не является пре-
делом в смысле экономии этого дефицитного металла.
Содержание никеля в сталях этого типа можно умень-
шить введением других аустенитообразующих элементов
(марганца, азота).

Целью настоящей работы было изыскание сталей с
более низким содержанием никеля, чем в известных
хромоникелевых двухфазных сталях, обладающих высо-
кими технологическими и эксплуатационными свой-
ствами.

В результате различных исследований сталей лабо-
раторного изготовления был изыскан оптимальный со-
став стали, получившей при промышленном освоении на
металлургическом заводе «Красный Октябрь» (г. Волго-
град) марочное обозначение КО-3 (0Х18Г8Н2Т). Кроме
того, были изучены и рекомендованы другие хромомар-
ганцевые и хромом арганцевоникелевые стали.

Исследованы различные составы сталей систем же-
лезо-хром-м ар ганец и железо-хром-марганец-никель и
установлены принципы легирования сталей феррито-
аустенитного класса. Решающим фактором в получении
комплекса высоких свойств двухфазных сталей является
определенное соотношение и состав их структурных со-
ставляющих. На этой основе и была рекомендована
сталь 0Х18Г8Н2Т для более широкого использования ее.
Глава!

СТРУКТУРНЫЕ ОСОБЕННОСТИ И СВОЙСТВА
ФЕРРИТО АУСТЕНИТНЫХ НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ

1. Характеристика двухфазных нержавеющих сталей
феррито-аустенитного класса

Основным потребителем нержавеющих сталей яв-
ляется химическая промышленность. Важнейшие узлы
и детали химического оборудования, определяющие на-
дежность и длительность его работы, изготовляют из
нержавеющих сталей типа Х18Н10Т и для более тяже-
лых условий работы — Х17Н13М2Т.

Из безникелевых недефицитных нержавеющих ста-
лей наибольшее распространение в народном хозяйстве
получили высокохромистые стали ферритного класса
марок 0Х17Т и Х25Т, которые в ряде агрессивных сред
обладают стойкостью на уровне стали XI81II ОТ. Усовер-
шенствование технологии производства этих сталей
[2, 3] дало возможность повысить их пластичность,
благодаря чему резку, правку, вальцовку листов можно
производить в холодном состоянии. Однако изготовле-
ние из них сварной аппаратуры ограничено повышением
порога хладноломкости выше комнатной температуры в
околошовной зоне сварных соединений. Поэтому хими-
ческое оборудование из безникелевых высокохромистых
сталей ферритного класса (типа 0Х17Т, Х25Т) надежно
в эксплуатации лишь при температуре выше 100° С (т. е.
выше порога хладноломкости).

Этот недостаток ферритных выскохромистых сталей
может быть устранен путем дополнительного легирова-
ния их аустенитообразующими элементами и созданием
на этой основе двухфазных сталей феррито-аустенитного
класса. Легирование сталей ферритного класса аустени-
тообразующими элементами ограничивается определен-
ными пределами, обеспечивающими технологичность
сталей при высоких температурах и их высокую плас-
тичность после высокотемпературных нагревов (сварки,
пайки и т. д.).

Следует отметить, что подразделение нержавеющих
сталей на классы по структурному признаку является
условным и производится в зависимости от основной
структуры, получаемой при охлаждении после высоко-
температурного нагрева на воздухе или в воде. Так,
стали ферритного класса сохраняют ферритную струк-
туру при нагреве в широком интервале температур и

Сгз*Б. ‘[7'Сг]+[1,5'7'НМ7° Но]'[0,5 7>№>]

Рис. 1. Структурная диаграмма нержавеющих сталей

последующем охлаждении (без фазовых превращений).

Стали типа 1X13, Х17Н2, Х17Н71О [38] при высоких
температурах (выше 1150°С) имеют феррито-аустенит-
ную структуру, вследствие частичного а у-превраще-
ния, но не сохраняют ее при охлаждении. Принципиаль-
ным отличием этих сталей от двухфазных сталей фер-
рито-аустенитного класса является сохранение послед-
ними феррито-аустенитной структуры при комнатной
температуре. Феррито-аустенитные нержавеющие стали
характеризуются наличием в широком интервале темпе-
ратур двух структурных составляющих — феррита и
аустенита.

Структурная диаграмма нержавеющих сталей [21],
составленная Шеффлером, даст наглядное представление
о структуре нержавеющих сталей в зависимости от ле-
гирования (рис. 1) Структура нержавеющих сталей опре-
деляется суммарным воздействием феррито- и аустенито-
6
образующих элементов, обычно применяемых для леги-
рования. Феррито- и аустенитообразующая способность
элементов выражается специальным коэффициентом,
при этом за единицу принята ферритообразующая спо-
собность хрома и аустенлтообразующая способность
никеля. Состав стали характеризуется на диаграмме
либо точкой (средний состав), либо квадратом (состав
в заданных пределах). Феррито-аустенитные стали за-
нимают положение или в двухфазной области (аусте-
нит + феррит) или трехфазной (аустенит 4- феррит 4-
4- мартенсит). Приведенная на рис. 1 диаграмма дает
лишь примерный фазовый состав нержавеющих сталей
при комнатной температуре после быстрого охлаждения
с высоких температур. Однако известно, что фазовый
состав нержавеющей стали данного состава зависит от
температуры нагрева. Так, однофазная аустенитная
сталь типа Х18Н10 при нагреве выше 1100°С и после-
дующем быстром охлаждении становится двухфазной
аустенитно-ферритной. Наоборот, некоторые двухфазные
стали типа 0Х21Н5Т феррито-аустенитного класса при
нагреве выше 1200° С становятся однофазными (струк-
тура феррита). Диаграмма Шеффлера не отражает этих
изменений фазового состава стали. Кроме того, величи-
на коэффициента действительна лишь для определен-
ного количества элементов. Так, например, аустенитно-
образующая способность марганца выражена через ко-
эффициент 0,5 (т. е. в 2 раза слабее никеля). Однако,
как будет показано ниже, при содержании марганца
выше 14% он почти не обладает аустенитообразующей
способностью, что иногда приводит к неправильному
определению фазового состава высокомарганцовистой
стали.

Другая структурная диаграмма (рис. 2) устанавли-
вает связь между фазовым составом сталей и пластич-
ностью при высоких температурах [31]. Известно, что
наилучшей пластичностью при высоких температурах
обладают стали с гомогенной структурой. Условно
пластичность гомогенных сталей (ферритной и аустенит-
ной) принята за 100%, хотя известно, что пластичность
ферритных сталей выше аустенитных, что объясняется
большой скоростью диффузионных процессов в менее
компактной решетке феррита. В феррито-аустенитных
сталях локальная деформация пластичного феррита,
чередующегося с аустенитом, различные условия их ре-

Отредактировал и опубликовал на сайте: М Е 5 5 1 ( НЕ В 5 Н )
кристаллизации и степени наклепа при горячей дефор-
мации ведут к появлению высоких напряжений на Тра-
нцах раздела фаз и при определенных условиях к на-

100 80 60 40 20

рушению межкристаллитной
связи — образованию трещин
и рванин. Согласно диаграм-
ме (рис. 2) при содержании
небольшого количества одной

Рис. 2. Схема диаграммы изме-
нения пластичности в зависи-
мости от соотношения фаз
в нержавеющих сталях:

*;’• и в области соответственно
удовлетворительной, пониженной и
низкой пластичности

яжг гтгжж:>"ря

ржавеющих сталей показыва-
ет, что эта диаграмма во мно-
гих случаях не соответствует
реальным условиям.

Юферов В. И. [43] пока-
зывает связь технологической
пластичности сталей и коли-
чественного соотношения а- и
у- фаз на основании экспери-
ментальных данных. На рис. 3
показана зависимость числа
скручиваний п до разрушения
образцов нержавеющих и жа-
ропрочных сталей с различной
структурой при 1000°С.

В левой части, как и на ди-
аграмме рис. 2, показана пла-
стичность сталей ферритного

Рис. 3. Зависимость пластич-

ности нержавеющих сталей
от их структуры при 1000сС

класса, в правой — аустенит-
ного. Между ними располага-

ются двухфазные стали. Дан-
ныв рис. 3 свидетельствуют о высокой пластичности
ферритных сталей, которая более чем в 5 раз превыша-

ет пластичность аустенитных. Наличие 15—20% Феппи-

та в аустгчпттш^ ...... ______ 7° *РСРРИ

та в аустенитных сталях или аустенита в ферритных

сталях понижает пластические свойства в 1,5—2,5 раза.
Совокупность подобных кривых пластичности, получен-
ных при разных температурах, дает зависимость техно-
логической пластичности сталей от температуры нагрева
и их фазового состава.

Прочность металлов и сплавов определяется двумя
основными факторами — прочностью межатомных свя-
зей в кристаллической решетке и структурой (24].
Прочность межатомных связей может быть повышена
соответствующим легированием. Согласно дислокацион-
ной теории (22, 28, 33] повышение прочности сплавов в
этих условиях достигается за счет взаимодействия дис-
локаций друг с другом или е другими несовершенствами
кристаллической решетки, препятствующими их переме-
щению. Препятствовать движению дислокаций могут
границы зерен блоков, атомы внедрения, частицы вторых
фаз и т. д. Упрочнение сплавов, имеющих однородный
твердый раствор, происходит в основном за счет взаимо-
действия «чужеродных» атомов, отличных но объему от
атомов, образующих решетку основного твердого рас-
твора, с находящимися в металле дислокациями.

Двухфазные стали по сравнению с однофазными не-
ржавеющими сталями (ферритного или аустенитного
класса) обладают более высокими прочностными свой-
ствами. Как в а, так и в у-твердый раствор двухфазных
сталей входят все легирующие компоненты, обладающие
различной растворимостью в них.

Надо полагать, что упрочнение разнородных твердых
растворов связано с большими нарушениями кристалли-
ческого строения на межфазовых границах, чем это име-
ет место на границах зерен одной фазы.

Наличие высокой прочности при удовлетворительной
пластичности делает выгодным’ использование двухфаз-
ных сталей в качестве коррозионностойкого конструкци-
онного материала.

Химический состав наиболее известных двухфазных
сталей представлен в табл. 1.

Кроме главного народнохозяйственного эффекта —
экономии никеля, применение двухфазных сталей,
благодаря их высоким прочностным свойствам (предел
текучести почти в 2 раза выше, чем у стали Х18Н10Т),
приводит к уменьшению веса изделий. Некоторые авторь
высказывают мнение о повышенной сопротивляемости
двухфазных феррито-аустенитных сталей коррозионному
Таблица 1

Химический состав (в %) нержавеющих сталей
феррито-аустенитного класса

Марка стали С Сг К! Страна
1Х21Н5Т (ЭИ-811) . . 0Х21Н5Т (ЭП-53) . . 0Х21Н6М2Т (ЭГТ54) 0Х21Н6Б (ЭИ-7) . . Х28АН (ЭИ-657) .... Х28Н4...... 0,09-0,14 <0,08 <0,08 <0,06 <0,15 <0,10 <0,08 <0,08 <0,25 <0,10 <0,10 <0,10 <0,10 20—22 20—22 20—22 20-22 25-28 25—28 25,0 25,0 25—30 25—30 20 25 20 4,8-5,8 4,8-5,8 5,5—6,5 5,5—6,5 1,0-1,7 3,5-4,5 5,0 5,0 3-5 3—5 8 8 СССР СССР СССР СССР СССР СССР ФРГ, Шве- ция, Фран- ция То же США США Франция ЧССР
Х25Н5 (1Ц-8) Х25Н5М (1Ц-10) .... 2Х28Н4 (327) ..... Х28Н4М (329) . . . Х20Н8М2Д (ИК-50) ‘ * Х25Н8М2Д . . Х20Г10

Продолжение табл. 1

Марка стали Мп Мо Т1 Страна
1Х21Н5Т (ЭН-811) <0,8 — (С—0,02) СССР
0Х21Н5Т (ЭП-53) . . 0Х21Н6М2Т (ЭП-54) 0Х21Н6Б (ЭИ-7) . . . Х28АН (ЭИ-657) . . Х28Н 4 ...... АЛЛ 1 —•ООО * • м СЛ ОО ОО ОО 1,8—2,5 0,18—0,25 И 5—0,8 0,3—0,6 0,2-0,4 0,5-0,9ЫЬ СССР СССР СССР СССР
Х25Н5 (1Ц-8) .... — -— СССР ФРГ, Шве- ция, Фран-
Х25Н5М (1К-10) 1.5 1,0-1,5 2 9 ция
2Х28Н4 (327) ... Х28Н4Л1 (329) — —• Го же США
Х20Н8М2Д (ИК-50) Х25Н8Л12Д ..... — 1 Си 1 Си США Франция
Х20Г10 10 ЧССР

растрескиванию и межкристаллитной коррозии 121 381
нрТЯИм^тгТОЧн° ,|адежных экспериментальных данных
не имеется. Недостаточная изученность структурных

особенностей двухфазных сталей ограничивает их ис-
пользование. Прежде всего это объясняется сложностью
превращений в многофазной системе в интервале 400—
800°С.

Применение двухфазных хромоникелевых сталей
типа Х21Н5Т (см. табл. 1) как заменителей аустенит-
ной стали Х18Н10Т открывает новые перспективы для
более экономичного легирования их никелем путем пол-
ной или частичной замены его марганцем без введения
азотированных ферросплавов.

Советский Союз является единственной страной в
мире, которая удовлетворяет свои потребности собствен-
ными запасами марганцевых руд (75% мировых запа-
сов марганца). Поэтому в других странах практическое
применение высоколегированных сталей, содержащих
более 2°/о марганца, очень незначительно [7].

Использование марганца и азота, как легирующих
элементов, перспективно с точки зрения экономии никеля
и получения хорошего комплекса механических и анти-
коррозионных свойств.

Совместное легирование ими способствует стабили-
зации аустенита и упрочнению аустенитных сталей.
Однако в настоящее время вопросы производства азото-
содержащих сталей еще недостаточно изучены [23].
Практика сталеварения свидетельствует, что степень
усвоения азота жидкой сталью зависит от ряда факто-
ров и, в том числе, от суммарного содержания хрома
и марганца. В процессе затвердевания слитков сталей с
неблагоприятным соотношением компонентов наб-
людается выделение азота, в результате чего получается
слиток плохого качества с неплотной пористой структу-
рой («рослый слиток»).

В промышленности находят применение следующие
хромомарганцевые стали аустенитного класса: 2Х13Н4Г9
(ЭИ-100), Х14Г14НЗТ (ЭИ-711), Х17Н4АГ9 (ЭИ-878),
Х17АГ14 (ЭП-213), Х14Г14И (ЭП-212), содержащие
2—4% никеля или без никеля [36].

Разработка двухфазных феррито-аустенитных сталей
с пониженным содержанием никеля привела к созданию
принципиально и качественно нового типа нержавеющих
сталей.

Высокохромнстый феррит и хромомарганцевый
аустенит представляют собой наиболее экономичные
основы для создания двухфазных сталей,

Отредактировал и опубликовал на сайте :РКЕ551(НЕК501Ч |
2. Системы, содержащие марганец

Из систем, содержащих марганец, наибольший инте-
рес для настоящей работы представляют системы же-
лезо-хром-марганец и желсзо-хром-марганец-никель.

В строении железохромомарганцевых и железохромо-
никелевых сплавов имеются некоторые различия, об-
условленные, главным образом, неодинаковым влиянием
на эти системы марганца и никеля [9, 11]. Марганец
почти не расширяет область у-твердых растворов при
содержании его свыше 14% (рис. 4) [44].

Рис. 4. Изотермический разрез при
700сС системы жслезо-хром-марга-
нец:

1 — линии равновесия при плавлении;
2 — границы фаз при комнатной темпера-
туре; И — граница магнитного превращения

Рис. 5. Изотермический раз-
рез при 1000сС систем же-
лезо-хром-марганец (АВ)
и железо-хром-никель (АВ')

Сравнение систем железо-хром-марганец и железо-
хром-никель выявляет различное аустенитообразующее
действие марганца и никеля. Линия АВ на изотерми-
ческом сечении диаграммы железо-хром-марганец при
1000° С (рис. 5) разделяет области существования фаз
<х4-у и у, положение этой длины соответствует почти по-
стоянному содержанию хрома (13—15%). Сравнение с
линией АВ' системы железо-хром-никель показывает, что
по мере увеличения содержания никеля повышается со-
держание хрома, при котором возможно существование
у-фазы [21].

Таким образом, действие марганца на область у-твер-
дых растворов менее эффективно, чем никеля.

Аустенитную сталь в системе железо-хром-марганец
можно получить лишь при содержании хрома не более
12—13%, причем увеличение содержания марганца не
12

ведет к получению аустенитной структуры, тогда как в
системе железо-хром-никель и при 20—25% хрома со-
ответственным увеличением содержания никеля можно
добиться получения чистой аустенитной структуры. Уста-

новлена возмож-
ность практическо-
го применения желе-
зохромомарганце-
вых сталей, легиро-
ванных медью, воль-
фрамом и молибде-
ном, как коррозион-
но-стойких, окалино-
стойких и жаропроч-
ных материалов [5,
10, 32, 49]. В отли-
чие от трех компо-
нентной системы же-
лезо-хром-марганец
и пятикомпонентной

Рис. 6. Влияние хрома, марганца и ни-
келя на фазовый состав нержавею-
щих сталей

железо-хром-марганец-никель-азот

(в связи с практическим использованием сталей этой
системы) четырехкомпонентная система железо-хром-

маргапец-никель изучена меньше.

Добавка никеля как сильного аустенитообразующего
элемента в сплавы железохромомарганцевой системы
оказывает большое влияние на расширение у-области
в сторону высоких концентраций хрома [45]. На рис. 6
показано влияние никеля на положение у-области при
переменном содержании хрома и марганца (при содер-
жании азота 0,12—0,15%). При одном и том же содер-
жании хрома никель более интенсивно, чем марганец,
расширяет у-область. При определенном содержании
хрома (например, 17%) и никеля (~3%) увеличение
количества марганца (свыше 12.%) приводит даже к
сужению у-области п сдвигает ее в сторону низких кон-
центраций хрома, т. е. действие марганца в данном слу-
чае аналогично ферритообразующим элементам.

Подобная зависимость была подтверждена на спла-
вах, содержащих до 35% хрома, 25% марганца и 6%
никеля [46]. Влияние легирования на положение гомо-
генных и гетерогенных областей в закаленном и отпу-
щенном состоянии представлено на рис. 7. Из приве-
денной диаграммы следует, что положение у-области
закаленных сталей в значительной степени зависит от
Рис. 7. Влияние хрома, марганца и никеля на структуру
сталей:

а — закалка 1200°С; б — отпуск 800°С, 100 ч; в — отпуск 650°С,
1000 ч

небольших добавок никеля и очень слабо от марганца.
Так, в стали, содержащей 18—20% хрома и 4% никеля,
повышением содержания марганца выше 20% нельзя
получить гомогенную аустенитную структуру. Увеличе-
ние концентрации марганца свыше 15% приводит даже
к сужению у-области. Кроме того, чем выше содержа-
ние марганца, тем неустойчивее такая структура в от-
ношении выделения о-фазы при старении. Влияние ни-
келя на образование о-фазы незначительно. Увеличение
содержания никеля ведет к повышению количества
хрома, при котором образуется сг-фаза [48].

3. Фазовые превращения в феррите -аустенитных сталях
и склонность их к охрупчиванию

Различные явления, характерные для однофазных
ферритных и аустенитных сталей: «475°-ная хрупкость»,
образование о-фазы, мартенситное превращение, диспер-
14

сионное твердение (карбидное и Интерметйллидное)
могут происходить .в структурных составляющих двух-
фазных сталей феррито-аустенитного класса. В процессе
нагрева происходит перераспределение легирующих
элементов между фазами, что не может иметь место в
однофазных сталях и что накладывает особый отпечаток
на кинетику фазовых превращений. В зависимости от
различного соотношения феррито- и аустенитообразую-
щих элементов и различного распределения их в струк-
турных составляющих степень стабильности твердых
растворов — феррита и аустенита — является различ-
ной, и это определяет развитие одних и подавление
других процессов.

В феррито-аустенитных сталях, как правило, ферри-
тообразующих элементов больше в феррите, чем среднее
содержание их в стали. Наоборот, аустенитообразующих
элементов больше в аустените.

«475с-ная хрупкость». Процессы, известные под на-
званием «475°-ная хрупкость», являются характерными
для ферритных высокохромистых сталей. Они вызывают
повышение твердости, снижение ударной вязкости, элек-
тросопротивления и, в ряде случаев, коррозионной стой-
кости.

Явление «475°-ной хрупкости» может происходить
и в ферритной фазе феррито-аустенитных сталей, что
ограничивает применение этих сталей температурой

Изучению кинетики и природы этого явления посвя-
щено значительное количество исследований советских
и зарубежных авторов, однако до последнего времени
природа этого явления не совсем ясна.

Из соответствующих гипотез можно выделить две,
связанные: первая — с распадом а-твердого раствора,
вторая — с образованием упорядоченных структур.

До последнего времени наиболее распространенной
была гипотеза о распаде а-твердого раствора при 475° С.
Причем одни авторы [21] считали, что распад происходит
без выделения фаз: в результате перегруппировки ато-
мов образуются комплексы, богатые хромом. Искажения
кристаллической решетки приводят к возникновению
напряжений, которые и обуславливают изменение
свойств. Другие авторы придерживались иной точки
зрения: распад а-твердого раствора происходит с обра-
зованием богатых хромом метастабильных фаз [47, 51].

Отредактировал и опубликовал на сайте: Р К Е 5 5 I ( Н Е К 5 О И |
Причем некоторые из них считали, что при этом возни-
кает о-фаза (последнее является маловероятным, по-
скольку 475°-ная хрупкость не сопровождается измене-
нием магнитного насыщения, так как о-фаза немагнит-
на, и возникновением новых характерных линий по
рентгенограмме). Другие авторы полагали, что это про-
межуточные фазы, предшествующие образованию а-
фазы [51]. Взаимодействие фаз и матрицы создает боль-
шие напряжения, приводящие к хрупкости.

В работах последних лет с применением более тон-
ких методов физического эксперимента было -показано,
что хрупкость при 475° С связана с образованием упо-
рядоченных структур определенного химического со-
става. В работе Такеда и Нагаи [50] приводятся данные
об образовании в высокохромистых сталях сверхструк-
тур типа ЕеСг (3 метастабильные ферромагнитные сверх-
структуры РезСг, РеСг и РеСгз). Процесс упорядочения
при 475°С они противопоставляют процессу образова-
ния а-фазы из неупорядоченного твердого раствора при
более высоких температурах (800°С).

Наиболее убедительные и полные данные о природе
475°-ной хрупкости приведены в работе Окенко А. П. [27],
изучавшей кинетику образования и причины «475°-ной
хрупкости» высокохромистых сталей Х25Т и Х28. Уже
двухминутная выдержка при температуре 475° С приво-
дит к повышению порога хладноломкости, понижению
ударной вязкости, удельного электросопротивления. На-
личие парных дислокаций на электронных микрофото-
графиях и сверхструктур типа РезСг на нейтронограмме
свидетельствуют об упорядочении твердого раствора.
Упорядочение сопровождается увеличением параметра
решетки а-фазы с 2,874 до 2,876 А.

При длительных выдержках упорядочение исчезает
в связи с расслоением твердого раствора феррита и об-
разованием фаз, имеющих ОЦК-решетку и содержащих
хрома в 2 раза больше, чем в твердом растворе.

Таким образом, охрупчивание высокохромистого фер-
рита при 475° С вызывается на ранней стадии упорядо-
чением твердого раствора с образованием сверхструк-
туры, на более поздней стадии — распадом (расслое-
нием) твердого раствора с образованием богатых
хромом комплексов. Такое объяснение позволяет объ-
единить имеющиеся в литературе противоречивые дан-
ные по этому вопросу.

Поскольку «475с-ная хрупкость» является недостат-
ком ферритных и феррито-аустенитных сталей, то воз-
никла необходимость избежать ее в технологических
процессах при производстве сталей. В связи с этим на
заводе «Красный Октябрь» была снижена температура
травления с 490 до 330° С и тем самым устранены усло-
вия охрупчивания стали. Надо иметь в виду, что трав^-
пение является последней операцией перед поставкой
стали.

Процессы, вызывающие 475°-ную хрупкость, обра-
тимы: .кратковременный нагрев до температуры 600—
800° С с последующим охлаждением в воде восстанав-
ливает пластичность, утраченную в результате 475°-ной
хрупкости.

Образование а-фазы. Высокотемпературная хруп-
кость в интервале 600—800° С ферритных, феррито-
аустенитных и аустенитных сталей связана с выделе-
нием хрупкой немагнитной интерметаллидной о-фазы.

По диаграмме состояния железо-хром образование
а-фазы .начинается при концентрации хрома около 25%.
Впервые обнаруженная в железохромистых сплавах в
1927 году Бейном и Гриффитсом как «хрупкая состав-
ляющая» а-фазы с тех пор довольно широко изучена в
различных сплавах [11]. Имея переменный состав, она
лишь приблизительно отвечает составу соединения РеСг,
•так как может растворять до 35% марганца, до 15%
молибдена, до 10% никеля и до 0,016% углерода, а-фа-
за имеет тетрагональную решетку с 30 атомами на
ячейку и параметрами а = 18,800, с = 4,544 А.

Известно, что присутствие кремния, марганца, молиб-
дена и титана приводит к расширению области существо-
вания а-фазы как по концентрации хрома, так и по
температуре образования.

Николсон и Шортслив (48] показали, что в промыш-
ленных сплавах не только специальные добавки (напри-
мер, молибден) влияют на границы образования
а-фазы, но также и необходимые постоянные примеси,
как кремний, марганец. 11иколсоном были получены дан-
ные о влиянии никеля на границу образования а-фазы.
По мере увеличения содержания никеля образование
а-фазы наблюдается при более высоких содержаниях
хрома. Так, при содержании 8% никеля достаточно 18%
хрома, а при содержании 20% никеля необходимо уже
21% хрома.

17
В отличие от никеля марганец, наоборот, способ-
ствует образованию о-фазы при более низких концент-
рациях хрома (рис. 8).

В ряде работ отмечалось, что образование о-фазы
в процессе старения сопровождается уменьшением маг-
нитной проницаемости, объема, ударной вязкости и ин-

Рис. 8. Границы выделения
П-фазы в системах железо-
хром-никель и железо-хром-
марганец

тенсивным повышением
твердости [38]. Однако
практическое использова-
ние высокой твердости
таких сталей затруднено
ввиду охрупчивания ме-
талла. Несмотря на боль-
шой экспериментальный
материал, приведенный в
литературе по фазовым
превращениям, связан-
ным с образованием
а-фазы, нет единого мне-
ния о кинетике ее обра-
зования и механизме
распада твердого раство-
ра.

В работе Ванных О. А. [5], посвященной электронно-
микроскопическому исследованию распада аустенита в
двухфазной стали, содержащей 18% хрома и 14% мар-
ганца, ведущей фазой в процессе превращения
а-^-о + у является о-фаза. Выделение и рост ее частиц
приводят к обеднению прилегающих областей феррита и
перестройке кристаллической решетки.

Необходимо отметить, что о-фаза может возникнуть
и в аустенитных сталях, однако скорость ее образования
в феррите примерно в 20 раз выше скорости образова-
ния в аустените [48]. Авторы упомянутых работ иссле-
довали образование о-фазы после длительного старения.
В зависимости от легирования стали скорости процессов
выделения о-фазы различные. Поэтому исследование
кинетических особенностей образования и растворения
о-фазы имеет большое практическое значение. Однако
таких даных по наиболее распространенным хромонике-
левым феррито-аустенитным сталям нет.

Дисперсионное твердение. Как показали исследова-
ния двухфазной хромоникелевой стали типа Х21Н5Т,
вблизи температур 400 и 550° С она проявляет склон-
ность к охрупчиванию. Это выражается в понижении
ударной вязкости с 20—25 до 4 кгм/см2 в результате
повышения порога хладноломкости выше комнатной
температуры и увеличения твердости.

Большинство исследователей связывают охрупчива-
ние этой стали с выделением интерметаллидной фазы
типа Г413(Т1, А1), №зТ1, Г\НЛ1, подобно тому, как это
имеет место в дисперсионно-твердеющих сталях пере-
ходного класса (Х17Н7Ю, Х15Н9Ю и др.) и в аустенит-
ных сталях типа Х15Н25. Эти стали содержат значи-
тельное количество никеля для обеспечения дисперсион-
ного твердения за счет выделения никельсодержащих
интерметаллидных фаз.

Максимальное упрочнение подобных сплавов достига-
ется на той стадии распада, когда дисперсные выделе-
ния новой метастабильной фазы когерентны с матрич-
ным твердым раствором.

Наличие в сталях избыточного титана (сверх коли-
чества, необходимого для связывания углерода) и алю-
миния усиливает склонность к охрупчиванию в резуль-
тате процессов дисперсионного твердения при старении.
В промышленных плавках нержавеющих сталей алюми-
ний всегда содержится в небольших переменных количе-
ствах, но его присутствием, как правило, пренебрегают
при оценке фазовых превращений.

Исследования Спиридонова В. Б. [35] показали, что
в присутствии избыточного титана и алюминия в стали
Х21Н5Т наблюдаются выделения мелкодисперсных фаз
размером 80—100 А. При нагреве до температуры 600—
650° С происходит коагуляция выделений, сопровождае-
мая повышением ударной вязкости. В стали без титана,
содержащей 0,36% алюминия, выделяющаяся фаза
имеет период решетки 2,88 А и представляет соединение
типа (Ее, 141) А1. В сталях, содержащих 0,46—0,70%
титана и до 0,20% алюминия, выделяющаяся фаза
имеет период решетки, равный удвоенному периоду
матрицы — 5,75 А.

Электронномикроскопическое исследование стали
Х21Н5Т позволило вскрыть неравномерный характер
выделений вследствие неоднородности в распределении
легирующих элементов в областях, прилегающих к гра-
ницам, и в зерне. С целью уменьшения этой неоднород-
ности можно дополнительно легировать сталь бором и
тем самым снизить степень охрупчивания.

Отредактировал и опубликовал на сайте И Е $ 5 1 [ Н Е I 5 О И ]
Содержание углерода до 0,12% и карбидообразую-
щих элементов, составляющих основу нержавеющих
сталей — хрома, железа, а также введение специаль-
ных легирующих элементов с карбидообразующей спо-
собностью (титана, ниобия, молибдена, ванадия, мар-
ганца), могут вызвать дисперсионное твердение за счет
выделения карбидных фаз.

Хром образует несколько модификаций карбидов:
кубический — СггзСб, гексагональный — Сг7С3, ромби-
ческий Сг23С2. В нержавеющих железохромоникелевых
и железохромомарганцевых сталях наиболее устойчива
модификация СггзСб с гранецентрированной решеткой,
имеющей 116 атомов в одной элементарной ячейке. Мар-
ганец и железо — слабые карбидообразующие элемен-
ты — не образуют в нержавеющих сталях самостоятель-
ных карбидов и, как правило, входят в состав сложного
карбида хрома, замещая часть его атомов. Поэтому
правильнее говорить о карбиде переменного состава
МгзСб.

Титан и ниобий (стабилизирующие добавки) в этом
карбиде не растворяются и образуют самостоятельные
карбиды типа ЛС, КЪС. Эффект твердения в высоко-
легированных аустенитных сталях связан с преимуще-
ственным образованием сложных карбидов хрома типа
М23Сб и фаз внедрения типа МС, -способных к растворе-
нию при температуре закалки. Фазы внедрения типа МС.
не растворяющиеся при нагреве под закалку, не вызы-
вают дисперсионного твердения. Их роль проявляется
в создании препятствий, затрудняющих рост зерна. До-
полнительное упрочнение может иметь место за счет
выделения в азотосодержащих сталях избыточных кар-
бонитридных и нитридных фаз, затрудняющих движение
дислокаций [22, 28, 33].

Сущность всех известных методов упрочнения за
счет дисперсионного твердения заключается в усилении
степени нарушения атомно-кристаллического строения
металла.

В двухфазных сталях это достигается путем создания
сложной многофазной системы, обеспечивающей повы-
шенную прочность и твердость. Поэтому очевидно, что
применение для двухфазных сталей метода дисперсион-
ного твердения с целью упрочнения является менее
эффективным, чем для аустенитных сталей, тем более,
что выпадение упрочняющих фаз является лишь одним
20
из дополнительных факторов, усугубляющих охрупчи-
вание двухфазных сталей при длительном старении.

Мартенситное превращение. Склонность к мартенсит-
ному превращению аустенита феррито-аустенитных ста-
лей зависит, в основном, от химического состава аусте-
нита.

Понижают мартенситную точку следующие элемен-
ты: марганец, никель, хром, углерод, азот. Обеднение
аустенита хромом вследствие выделения карбидов
Сг2зСб при отпуске стали типа 18—8 в интервале темпе-
ратур 550—750° С может привести при последующем
охлаждении до комнатной температуры к его превраще-
нию. Очевидно, что процесс превращения аустенита в
двухфазных феррито-аустенитных сталях при отпуске
должен протекать менее интенсивно, поскольку преиму-
щественное выпадение карбидов происходит в феррит-
ной составляющей.

Закономерности мартенситного превращения в фер-
рито-аустенитных сталях недостаточно изучены. Имеют-
ся предположения о возможном образовании мартенсита
в стали типа Х21Н5Т при охлаждении с 550° С. После
10%-ной деформации в стали Х21Н5Т происходит зна-
чительное образование мартенсита, что подтверждается
увеличением магнитного насыщения. Деформация выше
точки Мб предотвращает образование мартенсита. Вы-
деление карбидов типа МгзС6 при отпуске этой стали
приводит к повышению точки Мн.

Мартенситное превращение, протекающее при темпе-
ратурах выше комнатной, следует рассматривать как
отрицательное явление в двухфазных сталях, предназна-
ченных для изготовления аппаратуры, имеющей строго
постоянные размеры.

4. Коррозионная стойкость двухфазных сталей

Общая коррозия. Двухфазные стали феррито-аусте-
нитного класса, как и ферритные высокохромистые ста-
ли, являются полноценными заменителями стали
Х18Н10Т в тех средах, в которых коррозионная стой-
кость определяется содержанием хрома (рис. 9).

Химическая или структурная неоднородность метал-
ла может привести к возникновению гальванических
микроэлементов — катодных и анодных участков. В этом
отношении стали с гомогенной структурой менее хими-
чески активны, чем с гетепогенной. Поэтому при допол-
нительном легировании нержавеющих сталей элемен-

тами, которые сами не яв-
ляются химически стойкими,
необходимо стремиться к их
равномерному распределе-
нию в твердых растворах.

Большое влияние на об-
щую коррозионную стой-
кость двухфазных сталей
оказывает дополнительное
легирование неко т о р ы м и
элементами, например, мар-
ганцем. Так, добавка мар-
ганца до определенного пре-
дела (10—12%) в сталь, со-
держащую 18% хрома и5%

о « в 12 16 го
Содержание Мп 6 шде,

Рис. 10. Влияние марганца на
коррозионную стойкость ста-
лей в азотной кислоте разных
концентраций (1—30%; 2—40%;
3—50%) и температур (а —

55°С, б—70°С, в — кипения)

Рис. 9. Влияние хрома на
коррозионную стойкость
сталей в 50 и 65%-ной
кипящей азотной кислоте

никеля, предназначенную для сварочной проволоки, не
оказывает существенного влияния на ее коррозионную
стойкость (рис. 10). Увеличение содержания марганца
выше 12% приводит к понижению коррозионной стойко-
сти в азотной кислоте. При содержании до 12% марган-
ца в стали он равномерно распределяется между обеими
структурными составляющими — ферритом и аустени-
том, что не вызывает преимущественного растворения
одной из фаз [19].
Количественное соотношение фаз в феррито-аусте-
нитных сталях оказывает влияние на их стойкость в не-
которых технологических средах.

На практике иногда наблюдаются случаи коррозион-
ного разрушения стали Х21Н5Т (ЭИ-811) по аустенит-
ной составляющей [40]. По мнению авторов [20], иссле-
довавших это явление количественное соотношение фаз
играет решающую роль. При соотношении фаз, близком
1:1, коррозионная стойкость стали высокая и не
наблюдается преимущественного растворения одной
из фаз. При нарушении этого соотношения, что имеет
место при сварочном нагреве, увеличение количества
феррита приводит к значительному увеличению плот-
ности тока в аустените. Вследствие того, что содержа-
ние хрома в аустените меньше, чем в феррите, а плот-
ность тока выше, то в электрохимической системе фер-
рит-аустенит аустенит становится анодом и растворяется
быстрее. По-видимому, изучение коррозионной стойкости
сварных соединений двухфазных сталей, в околошовной
зоне которых феррита содержится больше, чем в основ-
ном металле, является необходимым этапом при
рекомендации их для сварной химической аппаратуры.

Коррозия под напряжением. Большинство деталей
химического оборудования подвергается одновременному
воздействию агрессивной среды и давления, в резуль-
тате чего возникают условия для коррозионного рас-
трескивания. Коррозионное растрескивание возникает
только при условии одновременного взаимодействия
определенных технологических сред и статических рас-
тягивающих напряжений. Условия возникновения корро-
зионного растрескивания встречаются на практике
чаще, чем коррозионной усталости, обусловленной вза-
имодействием агрессивной среды с циклической нагруз-
кой. Кинетика и характер распространения коррозион-
ных трещин (межкристаллитный, транскристаллитный
или смешанный) зависят от структуры металла, распре-
деления в нем напряжений и характера агрессивной
среды [34].

Межкристаллитный характер разрушения при корро-
зионном растрескивании отличается от обычной меж-
кристаллитной коррозии, проникающей, как правило, в
отсутствии напряжений, равномерно по границам зерен
на небольшую глубину. Коррозия под напряжением
вызывает межкристаллитные трещины, возникающие
23
перпендикулярно действию растягивающих напряжений
и идущие в виде цепочки ио границам зерен на большую
глубину. Это один из наиболее опасных видов разру-
шения изделий, часто встречающийся на практике. Пе-
риоду появления и развития трещин предшествует ин-
кубационный (скрытый) период, в течение которого на
поверхности металла сохраняется защитная окисная
пленка. Длительность инкубационного периода опреде-
ляется способностью сталей сохранять пассивное со-
стояние поверхности в данной агрессивной среде. По-
этому фактически срок службы изделий определяется
длительностью инкубационного периода.

Коррозионное растрескивание имеет место только в
тех средах, в которых возникает, в первую очередь, то-
чечная или язвенная (питтинговая) коррозия, т. е.
в средах, содержащих ионы галогенов (С1', Л'),
с сильной проникающей и разрушающей защитную
пленку способностью.

Основным недостатком нержавеющей стали Х18П9Т
является повышенная склонность к коррозионному рас-
трескиванию. Уже после 30 часов испытания в хлори-
стом магнии под нагрузкой 0,75 от предела текучести
она разрушается.

Установлено, что увеличение содержания никеля в
аустенитных сталях делает их более стойкими и при со-
держании никеля 40% практически коррозионное растре-
скивание отсутствует [38].

Ферритные стали невосприимчивы к коррозионному
растрескиванию. Наклеп аустенитной стали типа 18-8,
сопровождающийся появлением в структуре а-фазы,
уменьшает склонность к коррозии под напряжением.

Существует распространенное мнение (не подтверж-
денное экспериментально), что феррито-аустенитные ста-
ли обладают повышенной сопротивляемостью к корро-
зионному растрескиванию благодаря присутствию
ферритной составляющей [21]. Трещины возникают в
аустенитной составляющей, но участки феррита задер-
живают их развитие.

Межкристаллитная коррозия. Межкристаллитная
коррозия нержавеющих сталей является одним из наи-
более опасных видов коррозионного разрушения нержа-
веющих сталей. Межкристаллитная коррозия является
характерным случаем электрохимической (структурной)
коррозии, когда разрушение металла идет только по
границам зерен. Опа всегда связана с распадом пере-
сыщенного твердого раствора и с преимущественным
выделением избыточных фаз по границам зерен.

В современной науке существуют четыре теории,
объясняющие причины возникновения межкристаллит-
ной коррозии:

1) обеднение границ зерен хромом вследствие выде-
ления по границам составляющих, богатых хромом;

2) возникновение напряжений в результате образо-
вания .новых фаз по границам зерен;

3) образование по границам зерен нестойкой из-
быточной фазы, которая служит анодом в образующей-
ся электрохимической системе;

4) особое расположение хромистых карбидов в виде
сплошной или слабо разобщенной цепочки.

Наиболее распространенная первая теория межкри-
сталлитной коррозии предполагает, что явление обуслов-
лено выделением карбидов хрома по границам зерен и
обеднением хромом прилегающих к границе участков,
что происходит после повторных нагревов в интервале
500—700° С. В результате обеднения границ зерен хро-
мом и потерей пассивного состояния в пограничных
участках металл приобретает склонность к межкристал-
литной коррозии. Степень обеднения и ширина погра-
ничной обедненной зоны определяет способность границ
зерен сохранять 'пассивное состояние в той или иной
агрессивной среде [25].

Особое расположение карбидов, возникновения на-
пряжений метастабильных фаз на границах зерен —
все эти сопутствующие неблагоприятные факторы, ко-
торые могут сопровождать полную потерю коррозионной
стойкости вследствие обеднения и возникновения
микрогальванопар на границах карбид—твердый
раствор.

Этим и объясняется «живучесть» первой теории,
которая, тем не менее, не нашла экспериментального
подтверждения для нержавеющих сталей, хотя попытки
к этому были сделаны с помощью методов электронной
микроскопии и микрозонда [15].

Не подвергаются сомнению экспериментально уста-
новленные условия возникновения межкристаллитной
коррозии в нержавеющих сталях, которые для сталей
аустенитного и ферритного классов различны. В зака-
ленном состоянии нержавеющие стали аустенитного
класса не склонны к ней, последующий провоцирующий
отпуск в интервале 500—750° С вызывает межкристал-
литную коррозию. Склонность аустенитных сталей к
такой коррозии оценивается по продолжительности про-
воцирующего отпуска, который ее вызывает — Тпип
(рис. 11).

Рис. 11. С-образные кривые склонности нержавею-
щих сталей к межкристаллитной коррозии (мкк)

Чем больше гтш, тем меньше склонность стали к меж-
кристаллитной коррозии. Принято считать, что если тт]П
больше одного часа, то сталь можно подвергать сварке
и другим технологическим операциям, поскольку общее
время пребывания стали в интервале температур
500—750° С не превышает одного часа; если Ттш меньше
одного часа, то сталь можно применять, но без сварки,
пайки и других горячих технологических операций или
после них сталь необходимо подвергать повторной
закалке.

Условия возникновения межкристаллитной коррозии
в нержавеющих сталях ферритного класса другие и вы-
зываются нагревом на высокие температуры (> 1000° С)
и быстрым охлаждением. Дополнительный отпуск при
550— 800° С устраняет склонность к межкристаллитной
коррозии. Уменьшить склонность сталей к мкк можно
одним из следующих способов:

1) снизить содержание углерода в стали до 0,02—
0,03%;
2) добавить стабилизирующие элементы, связываю-
щие избыточный углерод в стойкие карбиды;

3) создать смешанную феррито-аустенитную струк-
туру, в которой условия диффузионного распада твер-
дых растворов на границе зерен разные.

Стабилизация однофазных нержавеющих сталей
сбалансированным количеством (по отношению к угле-
роду) сильных карбидообразующих элементов — тита-
ном или ниобием — не всегда достигает желаемой цели
[4, 40].

В двухфазных сталях феррито-аустенитного класса
межкристаллитная коррозия возникает как по «аусте-
нитному», так и по «ферритному» типу.

Закалка с высоких температур, устраняя межкристал-
литную коррозию аустенитного типа, вызывает такую
коррозию ферритного типа, а отпуск при 500 —700°С
вызывает обратное явление.

В отношении целесообразности введения стабилизи-
рующих добавок в двухфазные стали нет единого мне-
ния.

Сторонники «ферритной теории» [26] считают, что
существенную роль в предупреждении межкристаллит-
ной коррозии играет соотношение феррито- и аустенито-
образующих элементов и добавка титана — сильного
ферритообразующего элемента — способствует увеличе-
нию ферритной фазы, приводит к появлению склонности
к межкристаллитной коррозии после высокотемператур-
ных нагревов (по механизму ферритных сталей).

Сторонники «аустенитного механизма» [38] считают,
что добавка титана — сильного карбидообразующего
элемента благоприятно действует на предотвращение
межкристаллитной коррозии после высокотемператур-
ных нагревов и последующего отпуска в интервале
500—700° С.

Известно, что добавка титана как в ферритные, так
и в аустенитные стали при обычном содержании угле-
рода 0,1 % не всегда оказывается эффективной в
устранении склонности к межкристаллитной коррозии.
Так, ферритные титаносодержащие стали марок 0Х17Т,
Х25Т проявляют склонность к такой коррозии после про-
должительного высокотемпературного нагрева, а аусте-
нитные титаносодержащие стали — после продолжитель-
ного высокотемпературного нагрева и последующего от-
пуска.

Отредактировал и опубликовал на сайте Н Е $ $ I | Н Е 8 $ О .
Необходимым условием для полного связывания
углерода в карбиды титана или ниобия является нали-
чие некоторого избыточного (по отношению к стехио-
метрическому) количества титана или ниобия, что объ-
ясняется термодинамическими условиями образования
карбидов титана [39]. Реакция образования карбидов
титана Т1 + С^Т1С обратима. Каждой температуре
соответствует определенная степень диссоциации кар-
бида титана, тем большая, чем выше температура.
Таким образом, с повышением температуры в твердом
растворе увеличивается концентрация углерода и ти-
тана.

Добавка титана в количестве, необходимом для свя-
зывания углерода, является благоприятной. Однако
большее количество титана приводит к увеличению
феррита после высокотемпературных нагревов, что уско-
ряет развитие межкристаллитной коррозии.

Склонность двухфазных сталей к межкристаллитной
коррозии обычно оценивается по методике, принятой для
аустенитных сталей. При этом не учитывается важный
фактор, который оказывает влияние на оценку склон-
ности двухфазных сталей к такой коррозии. В интервале
температур 400—800е С двухфазные стали склонны к
охрупчиванию, причем температурно-временные интер-
валы охрупчивания и проявления склонности к меж-
кристаллитной коррозии могут совпадать или быть
различными в зависимости от фазового состава сталей.
Поэтому необходимо перед испытанием образцов на
межкристаллитную коррозию выявить температурные
области хрупкого разрушения, поскольку образцы,
хрупкие до испытания (возникновение трещин па
изогнутой поверхности образцов), остаются хрупкими и
после испытания.

Глава II

ИЗЫСКАНИЕ ОПТИМАЛЬНОГО СОСТАВА
двухфазной нержавеющей стали

Для исследования были выбраны стали (табл. 2)
системы железо-хром-марганец без никеля и с добавкой
никеля в количестве 2%. При выборе состава сталей
руководствовались следующими соображениями:

1) содержание хрома должно составлять 18—25%,
так как это количество обеспечивает достаточный уро-
вень общей коррозионной стойкости; 1

2) сталь должна иметь двухфазную структуру во
всем интервале температур, при этом для создания эко-
номной стали содержание никеля не следует повышать
более 2&. Требуемое содержание марганца (при опре-
деленном содержании хрома, без добавки и с добавкой
7о никеля) необходимо было установить эксперимен-
тально; 1

о С0деРжание углерода предполагалось ограничить
1 /о как вполне освоенным отечественной металлурги-
ческой промышленностью верхним пределом. Нержаве-
ющая сталь с содержанием углерода 0,02—0 04% яв-
ляется лучшей, но при таком содержании углерода
низкоуглеродистая сталь имеет высокую стоимость по
сравнению со сталью Х18Н10Т;

4) при наличии 0,06—0,08% углерода необходимо
было установить целесообразность добавки титана.

Выплавка опытных марок сталей производилась на
экспериментальном заводе ЦНИИЧМ в индукционных
печах (30 и 50 кг) по технологии, обычно принятой для
нержавеющих сталей. Использование чистых шихтовых
материалов (чистый феррохром, металлический марга-
нец и титан, армко-железо) позволило свести к мини-
муму содержание посторонних примесей.

осле удаления поверхностных дефектов наждачным
камнем и отрезки прибыльной части слитки были про-
Таблица 2

Химический состав опытных сталей в %

Условное обозначение* С 81 Мп Ст ьн Т|
18-2 18-2-2 0,08 0,39 1,93 17,5 2,43 0,46
18-4 18-4-2 0,09 0,45 4,18 17,73 2,32 0,45
18-6 18-6-2 0,33 6,12 17,58 2,36 0,47
18-8 18-8-2 0,08 0,44 7,95 17,90 2,48 0,47
20-2 20-2-2 0,36 2,04 19,23 2,20 0,45
20-4 20-4-2 . 19,79 1 ^,32 0,45
20-6 20-6-2 0,36 6,01 19,97 2,11 0,41
20-8 20-8-2 0,40 7,85 19,71 2,48 0,46
22-2-2 22-4-2 0,42 2,36 3,90 22,53 2,15 0,51
22-6-2 22-8-2 0,43 6,13 7,60 22,3 2,15 у— —— 0,58
25-2-2 25-4-2 0,09 0,48 2,25 4,00 25,75 2,15 2,15 0,56 0,53
25-6-2 25-8-2 0,42 6,19 8,15 25,24

• Первая цифра — примерное содержание хрома, вторая марганца, третья
никеля.

кованы на сутунки (2/з слитка) и на прутки °( /3 слитка).
Температура нагрева под ковку 1100—1150 С.

После зачистки сутунки были прокатаны на листы
толщиной 3—12 мм (под сварку). Температура начала
зо
прокатки 1050° С. Сутунки прокатывались в направле-
нии, перпендикулярном оси слитка для уменьшения
анизотропии свойств.

Горячая пластическая деформация (ковка, прокатка)
сталей всех составов не вызвала затруднений, поверх-
ность листов чистая, без плен и рванин. Термическая
обработка сталей опытных марок производилась на
заготовках под образцы.

1. Структурные диаграммы хромомарганцевых
и хромомарганцевоникелевых сталей

Сохранение двухфазной структуры после высокотем-
пературных нагревов является необходимым условием
получения высокой пластичности феррито-аустенитных
сталей, применяемых, в основном, для сварной аппара-
туры. Поэтому наибольший практический интерес могут
представлять стали, сохраняющие двухфазность во всем
температурном интервале.

В зависимости от химического состава и температуры
соотношение структурных составляющих — феррита и
аустенита в двухфазных нержавеющих сталях, в том
числе и исследованных, изменяется в широком диапа-
зоне.

Изучение фазового состава опытных сталей в зави-
симости от степени легирования (хромом, марганцем,
никелем) и температуры (800—1200° С) позволило опре-
делить границу двухфазной (а+у) и однофазной (а)
областей в системах железо-хром-марганец и железо-
хром-марганец-никель (2%).

На рис. 12 приведены политермические разрезы этих
систем при переменном содержании хрома и постоянном
(для каждого графика)' содержании марганца.

Сравнение двух систем показывает, что добавка 2%
никеля (рис. 12, 6) сдвигает границу между областями
а +V и а-фаз в сторону более высоких концентраций
хрома. Так, без добавок никеля при комнатной темпера-
туре граница двухфазной а 4- у-области распространяет-
ся до 19% хрома, добавка 2% никеля сдвигает ее почти
До 24% хрома.

Марганец в количестве до 8%, в отличие от никеля,
не оказывает существенного влияния на положение гра-
ниц между а- и а+у-областями по концентрации хрома
(рис. 12, а, б). Тем не менее, не следует заключать, что

Отредактировал и опубликовал на сайте: Р К Е 5 5 I ( Н Е К 5 О И |
Рис. 12. Политермические размерь! систем железо-хром-марганец (а), железо-хром-марганец-никель (б)
общий вид (в)
аустенитообразующее действие марганца в этих сталях
не проявляется: марганец расширяет а 4- у-область в
сторону высоких температур. Так, безникелевая сталь,
содержащая 18% хрома и 4% марганца, при 1100°С
находится в однофазной «-области, увеличение марганца
до 8% сохраняет в ней двухфазную структуру при этой
температуре.

В присутствии 2% никеля действие марганца про-
является более эффективно. Так, в той же стали (18%
хрома и 4% марганца), но с добавкой 2% никеля двух-
фазная структура сохраняется до 1200° С, а увеличение
содержания магранца до 8% расширяет область двух-
фазных структур как по температуре (выше 1200°С),
так и по концентрации хрома (до 20%). При низких
температурах марганец не расширяет «4- у-область и
не компенсирует, подобно никелю, ферритообразующего
действия хрома.

Таким образом, двухфазность в исследованном тем-
пературном интервале можно сохранить лишь в хромо-
марганцевых сталях с добавкой никеля.

Из рассмотрения структурных диаграмм, отображаю-
щих фазовое состояние сталей в зависимости от легиро-
вания и температуры, следует, что заданному требова-
нию удовлетворяют стали, содержащие 18—20% хрома,
6—8% марганца и 2% никеля.

2. Влияние температуры закалки на фазовый состав
и свойства хромомарганцевых

и хромомарганцевоникелевых сталей

В отличие от однофазных ферритных и аустенитных
нержавеющих сталей двухфазные феррито-аустенитные
стали не склонны к большому росту зерна в результате
высокотемпературных нагревов, имеющих место, напри-
мер, при сварке, пайке и т. д. Обычно причину хруп-
кости ферритных сталей типа 0Х17Т, Х25Т объясняют
превращением внутри а-твердого раствора («475°-ная
хрупкость») и укрупнением зерна после высокотемпера-
турных нагревов, что органичивает применение этих ста-
лей для сварной аппаратуры. Вторая структурная со-
ставляющая — аустенит в двухфазных феррито-аусте-
нитных сталях ограничивает рост ферритных зерен и
способствует сохранению пластичности после высоко-
температурных нагревов.
Рис. 13. Микроструктура хромомарганцевой (а) и хромомарганцево-
никелевой (б) стали после закалки с 1200'С. Х^ОО

На рис. 13 приведены для сравнения микроструктуры
хромомарганцевой и хромомарганцевоникелевой стали.
После высокотемпературной закалки (1200е С) безнике-
левая хромом арганцевая сталь, содержащая 20% хрома
и 8% марганца, имеет крупнозернистую ферритную
структуру (величина зерна 1—2 балл), так как при этой
температуре нет второй фазы (аустенита), ограничива-
ющей рост ферритного зерна.

В хромомарганцевоникелевой стали, содержащей 20%
хрома, 8% марганца и 2% никеля, вторая структурная
составляющая — аустенит, сохраняющаяся при 1200° С,
сдерживает рост ферритных зерен при высокотемпера-
турных нагревах (величина ферритного зерна после
закалки с 1200° — 4—5 балл).

Соотношение а- и у-фаз в двухфазных сталях, завися-
щее от состава стали (соотношения феррито- и аустени-
тообразующих элементов) и температуры, меняется в
широких пределах и не может не оказывать влияния на
свойства этих сталей.

Структурные диаграммы, приведенные на рис. 12,
дают сведения о границе фазовых областей а и а + у,
но не отражают количественного соотношения фаз в
а 4- у-области. В хромомарганцевоникелевых сталях, со-
храняющих двухфазность во всем температурном ин-
тервале, соотношение а- и у-фаз в большей степени за-
висит от содержания хрома и температуры. Так, раз-
34
1111111 Гл

Рис. 14. Диаграмма изменения ударной вязкости
аи хромомарганцевых сталей (при 18% Ст)

ница в содержании хрома в 2% ведет к увеличению
а-фазы на 20%. Повышение температуры до 1200° С
в стали с 18% хрома приводит к повышению а-фазы до
60%, в стали с 20% хрома — до 80%.

Чувствительным показателем структурных количе-
ственных изменений, происходящих в результате высоко-
температурных нагревов, является ударная вязкость*.

Чем больше количество ферритной фазы в сталях,
тем они чувствительнее к изменению ударной вязкости
после высокотемпературных нагревов. На рис. 14 пред-
ставлена диаграмма изменения ударной вязкости без-
никелевых хромомарганцевых сталей, содержащих 18%
хрома, переход которых от двухфазного состояния к
однофазному зависит от температуры нагрева выше
1100° С. Внизу диаграммы дан ее разрез по плоскости,

* Для определения ударной вязкости при комнатной и понижен-
ных температурах были изготовлены стандартные образцы
ЮХ 10X50 л/л» с надрезом «Мепажс».

(Отредактировал и опубликовал на сайте П Е 5 5 I | Н И 5 О В |
соответствующей одинаковым значениям ударной вяз-
кости, на нем представлены линии равнозначной удар-
ной вязкости, положение которых определяется содер-
жанием марганца и температурой.

Закономерность в изменении ударной вязкости та-
кова: стали, имеющие однофазную ферритную струк-
туру, обладают низкой ударной вязкостью после высоко-
температурных нагревов (менее 4 кГм/см2). Двухфазные
стали (18% хрома, 6—8% марганца) имеют удовлетво-
рительные значения ударной вязкости (на рис. 14 —
в разрезе заштрихованная область). Однако после на-
грева выше 1000° С (переход в однофазное состояние)
ударная вязкость резко снижается. Таким образом, ана-
логично ферритным высокохромистым сталям двухфаз-
ные хромомарганцевые стали можно применять и в
тех случаях, когда требуется высокотемпературный на-
грев. Однако область их обработки шире, чем феррит-
ных высокохромлстых сталей, так как различные техно-
логические операции (гибка, правка, вальцовка и т. д.)
можно осуществлять в холодном состоянии без обычного
подогрева на 100—150° С, применяемого для однофазных
ферритных сталей, у которых порог хладноломкости
лежит выше комнатной температуры.

Закономерность в изменении ударной вязкости в
хромомарганцевоникелевых сталях такая же, как и в
хромомаргапцевых. Однако в двухфазных сталях, со-
храняющих двухфазность после высокотемпературных
нагревов, количественное соотношение фаз влияет на
ударную вязкость.

В хромомарганцевоникелевых сталях зависимость
ударной вязкости от температуры (рис. 15) определяет-
ся содержанием хрома: чем больше содержание хрома
и, соответственно, количество ферритной фазы, тем резче
снижение ударной вязкости с повышением температуры.
Так, в сталях, содержащих 18 и 20% хрома и сохраняю-
щих двухфазность при температуре выше 1200° С, удар-
ная вязкость имеет удовлетворительные значения во
всем температурном интервале. Однако в стали с 18%
хрома закалка с температур 1000—1200° С, что обеспе-
чивает наличие а-фазы в количестве от 40 до 60%, т. е.
при среднем соотношении фаз, близком к 1 : 1, ударная
вязкость изменяется незначительно. На псевдобинарных
разрезах подобных диаграмм для 2, 4, 6 и 8% марганца
(рис. 16) видно благоприятное влияние марганца на
30

Рис. 15. Диаграмма изменения ударной вязкости а„
хромомарганцевоникелевых сталей (при 8% Мп
и 2% 141)

сохранение удовлетворительных значений ударной вяз-
кости (на рис. 16 заштрихованные области). Увеличение
количества марганца расширяет эти области в сторону
высоких температур подобно аналогичному увеличению
области двухфазных структур, представленных на
структурных диаграммах (рис. 12).

Псевдобинарные разрезы диаграмм изменения удар-
ной вязкости от температуры и степени легирования
37
удобны для практического
пользования, так как по ли-
нии равнозначной ударной
вязкости можно выбрать со-
ставы сталей, удовлетво-
ряющие заданным требова-
ниям по ударной вязкости.

Таким образом, количе-
ственное соотношение а- и
у-фаз в двухфазных хромо-
марганцевоникелевых ста-
лях влияет на изменение
ударной вязкости от темпе-
ратуры, однако чем ближе
соотношение фаз к 1 : 1, тем
меньше это влияние. Такому
фазовому составу отвечает
сталь, содержащая 18% хро-
ма, 8% марганца и 2% ни-
келя.

Изучение других механи-
ческих свойств (рис. 17)
подтверждает полученную
закономерность. Следует от-
метить, что наличие двух-
фазной структуры в стали
(независимо от соотноше-
ния фаз) приводит к повы-
шению прочностных свойств
по сравнению с однофазны-
ми ферритными или аусте-
нитными сталями.

Увеличение количества
ферритной фазы, достигае-
мое повышением температу-
ры закалки и содержанием
хрома, приводит к сниже-
нию прочностных свойств,
что характерно для феррит-
ных сталей.

Увеличение содержания
марганца, повышающего ко-
личество аустенитной фазы,
приводит к повышению
пластичности, что характерно для аустенитных ста-
лей.

Независимо от соотношения фаз иаилучшее сочета-
ние прочностных и пластических свойств наблюдается

50 1111—1_'_1

600 900 1000 1100 1200 800 900 1000 1100 1200

Температура закалки, °С

Рмс. 17. Механические свойства хромомарганцевоникелевых ста-
лей в зависимости от температуры закалки (цифры на кризых—
содержание марганца в %)

Отредактировал и опубликовал на сайте: Р К Е 5 5 I ( Н Е К 5 О И |
при температуре закалки 1000° С, которая в дальнейших
исследованиях была принята за оптимальную.

Приведенные данные показывают, что наилучшим
комплексом свойств обладает наиболее «аустенитная»
из исследованных двухфазных сталей, содержащая

20 -------------------.,1 __]______ .

800 300 1000 1100 1200 000 900 1000 1100 1200

Температура закалки. °С

Рис. 17 (продолжение). Механические свойства хромомарганце-
воникелевых сталей в зависимости от температуры закалки
(цифры иа кривых — содержание марганца в %)
18% хрома, 8% марганца и 2% никеля. После закалки
с оптимальной температуры 1000е С эта сталь имеет
следующий фазовый состав: 40% а- +60% у-фазы. При
таком фазовом составе (близком к 1 :1) обеспечивается
самый высокий уровень механических свойств: предел
прочности — 90 кГ1мм2\ предел текучести —42 кГ1мм2\
относительное удлинение — 35%; относительное суже-
ние — 5О7о; ударная вязкость — 27 кГм!см2\ твердость
НВ 230.

Таким образом, состав стали (18% хрома, 8% мар-
ганца и 2%) никеля), выбранный на основании изучения
систем (§ 1), обеспечивает получение высокого комплек-
са механических свойств.

3. Влияние углерода и титана на склонность
хромомарганцевоникелевых двухфазных сталей
к межкристаллитной коррозии и охрупчиванию

Наиболее эффективным средством устранения склон-
ности к межкристаллитной коррозии в нержавеющих
сталях является снижение содержания углерода до
0,02—0,04%. При обычном содержании углерода 0,08%
для устранения склонности к межкристаллитной кор-
розии обычно пользуются дополнительным легированием
стали сильными карбидообразующими элементами —
титаном или ниобием [2, 3].

Нами была изучена склонность к межкристаллитной
коррозии двухфазных хромомарганцевоникелевых сталей
оптимального состава (18% хрома, 8% марганца и 2%
никеля), содержащих 0,04 и 0,08% углерода, без титана
и с добавкой титана.

Испытание на склонность к межкристаллитной
коррозии производилось на образцах размером
3 X 20 X 80 мм по методу АМ ГОСТ 6032—58 (160 г
СиЗОд-бНгОЧ- 100 мл Нг8О4 + 1 л воды с медной
стружкой, продолжительность кипячения 24 ч). Пред-
варительно образцы были обработаны по режимам:
закалка с последующим провоцирующим отпуском при
400—800°С различной продолжительности (от 10 мин
до 500 ч).

Влияние титана в стали, содержащей 0,04%) углерода-
Были исследованы низкоуглеродистые стали, содержа-
41
щие 0,04% углерода, 17,9% хрома, 8,5% марганца, 2,2%
никеля, отличающиеся содержанием титана: одна — без

Рис. 18. Склонность стали ООХ18Г8Н2
без титана (а) и с титаном (б) к межкри-
сталлитной коррозии и охрупчиванию
(о — нет мкк)

титана; другая — с 0,26% титана (условное обозначение
сталей: 00Х18Г8Н2 и 00Х18Г8Н2Т).

Предварительно образцы были закалены с 1000 и
1200" С. Добавка титана не оказала существенного влия-
ния на соотношение фаз. Разница по содержанию «-фа-
зы в обеих сталях, как после закалки с 1000° С, так и
1200еС, составляет примерно 5%, и ее оказалось воз-
можным выявить только но величине намагниченности
насыщения (намагниченность насыщения безтитановой
стали на 300—400 гс меньше). Следует отметить, что
влияние титана проявляется и в уменьшении склонности
к росту ферритных зерен после высокотемпературных
нагревов.

Склонность сталей к охрупчиванию и межкристаллит-
ной коррозии определяли на плоских образцах одина-
ковых размеров (стандартные образцы). После прово-
цирующего отпуска до кипячения посредством изгиба об-
разцов на 90° по наличию трещин на изогнутой поверх-
ности (некоторые образцы ломались) были определены
области хрупкого разрушения, представленные на
рис. 18 (пунктирные кривые). Добавка титана не ока-
зала влияния на области хрупкого разрушения. Повы-
шение предварительной температуры закалки до 1200° С
и соответственное увеличение количества «-фазы в ис-
ходном состоянии (перед отпуском) привело к расши-
рению области хрупкого разрушения.

Испытание на межкристаллитную коррозию пока-
зало, что состояние поверхности изогнутых образцов
после кипячения не изменилось, т. е. образцы хрупкие
до кипячения остались хрупкими после кипячения, но
все они сохранили металлический звук, образцы пластич-
ные до кипячения остались пластичными и после него.

Можно заключить, что двухфазная сталь, содержа-
щая 0,04% углерода, не склонна к межкристаллитной
коррозии и поэтому добавка титана в такую сталь не-
целесообразна.

Если возможность применения аустенитных сталей
определяют по продолжительности провоцирующего от-
пуска который вызывает межкристаллитную кор-
розию, то, очевидно, для двухфазных сталей такую
оценку следует производить также по продолжитель-
ности провоцирующего отпуска, который вызывает
хрупкое разрушение (назовем это время тплпСтич). Если
^пластин больше 1 ч, то двухфазную сталь можно
подвергать сварке и другим горячим технологическим
операциям, поскольку обычно общее время пребывания
стали в опасном интервале температур не превышает
этого времени. Если тпластич менее 1 ч, то сталь необхо-
димо после горячих технологических операций под-
вергать повторной закалке с температур не ниже
900° С.

Влияние титана в стали, содержащей 0,08% угле-
рода. В настоящее время наша промышленность вы-
пускает нержавеющие стали обычно с содержанием
углерода 0,08—0,09%. При таком содержании углерода
введение стабилизирующих добавок в аустенитные не-
ржавеющие стали для предотвращения межкристаллит-
ной коррозии является необходимым [4, 21, 38]. Такого
же мнения придерживаются некоторые авторы в отно-
шении феррито-аустенитных нержавеющих сталей типа
Х21Н5Т (20, 26]. Однако в сталях этого типа в ряде слу-
чаев добавка титана как сильного ферритообразующего
элемента способствует ферритизации при высоких темпе-
ратурах и проявлению склонности к межкристаллитной
коррозии по «ферритному типу». Таким образом, полез-
ность добавки титана в двухфазные нержавеющие стали
не установлена.

Для исследования были взяты двухфазные стали с
химическим составом: 0,08% С, 0,38% 51, 18,2% Сг,
8,7% Мп, 2,3% №, отличающиеся содержанием титана:
одна — без титана, другая — 0,42% Т1 (условное обо-
значение сталей 0Х18Г8Н2 и 0Х18Г8Н2Т).

Влияние титана на соотношение фаз в сталях, как
и в подобной низкоуглеродистой стали, проявляется в
увеличении содержания а-фазы примерно на 5—10%.

Склонность сталей к охрупчиванию и межкристал-
литной коррозии определяли по методике, описанной
выше.

Испытание сталей на склонность к охрупчиванию
показало, что добавка титана не оказывает существен-
ного влияния на температурно-временные границы
охрупчивания, т. е. его действие в этом отношении такое
же, как и в низкоуглеродистой стали 00Х18Г8Н2. Это
было подтверждено другими показателями: испыта-
ниями на удар, твердость и магнитными измерениями
(рис. 19). В интервале температур 500—800е С происхо-
дит резкое падение ударной вязкости (ниже 5 кГм!см*),
повышение твердости (до 320 НВ) и снижение намагни-
ченности насыщения. Максимальное изменение этих
свойств отмечается при 700° С.

Фазовый анализ, определивший количество и состав
избыточных фаз в зависимости от содержания титана,
44
7000

6000
500

200$—1—I___I__Ш____Г 11-11.11

Нас 4)0500 600 700М090иГсШ0500600 700800300

Рис. 19. Влияние старения на свойства стали
0Х18Г8Н2 без титана (а) и с титаном (6)

Температура отпуска °С

V Ь)

производили после старения в интервале температур,
вызывающих изменение свойств.

Тип и состав карбидных и иитерметаллидных фаз
определяли путем их электролитического выделения в
осадок различными электролитами с последующим
рентгеноструктурным и химическим анализом.

Электролиты и режим электролиза (плотности тока,
продолжительности) подбирали как на основе литера-
турных данных [29], так и экспериментально.

С. помощью рентгеноструктурного анализа был опре-
делен тип избыточных фаз. В закаленном состоянии
(закалка с 1200° С в воде) в стали без титана избыточ-
ных фаз нет, в стали с титаном обнаружен карбид ЛС
(вероятно, содержащий наряду с углеродом и некоторое
количество азота).

В результате длительного старения выделяются фа-
зы: МгзС6 и а-фаза и в титаносодержащей стали увели-
чивается количество карбида Т1С.

Сопоставление двух исследованных сталей показало
(табл. 3), что присадка титана не только вызывает по-

Таблица 3

Химический состав и количество избыточных фаз в стали 0Х18Г8Н2
без титана и с титаном

। Содержание титана в ста- | ли в % Термиче- ская обра- ботка Количество Т1С в % М„С. а-фаза
Количе- ство фазы в % 1 с Ее Сг Мп Количе- ство фазы в % Ее Сг Мп
0 Закалка с 1200° С 0 0 — •— — — 0 — — —
0.4 0,19 0 —* — — — 0 — — —
0 1200° 4- | 700° С, 0 0.76 6.5 19,7 64.6 9.2 8,36 57,1 35.7 7.2
0,4 500 ч 0,36 0,15 6.6 19,0 66,7 8,7 16,04 56,7 34.2 9,1
0 1000° +700° С, 0 0,80 6,3 18,7 66,2 8,8 8,70 54 ,6 37,2 8,2
0,4 500 ч 0,34 0,20 6,0 17.9 67,8 8,8 Не определялась

* В Т1С не учитывалось присутствие некоторого количества азота и железа.

явление новой фазы (Т1С), но изменяет количество МгзС6
и о-фазы в состаренном состоянии. Количество карбида
^2зСб резко (приблизительно в 4 раза) уменьшается, а
количество о-фазы возрастет (приблизительно в 2 ра-
за). Первое объясняется тем, что титан связывает угле-
род, необходимый для образования карбида МгзС6, а
второе — так как меньше образуется карбида МгзСе, то
больше хрома, необходимого для образования о-фазы,
остается в твердом растворе.

Несмотря на различное количество избыточных фаз,
химический состав их одинаков, независимо от структур-
ного состояния обеих сталей.

В двухфазных сталях склонность к охрупчиванию и
межкристаллитной коррозии проявляется в одних и тех
46

Рис. 20. Склонность сталей 0Х18Г8Н2 и 0Х18Н10 без титана (а)
и с титаном (б) к межкристаллитной коррозии (мкк) и охрупчиванию;

о — нет якк; О “ есть мкк

7 10 100 1000ч

же температурных интервалах, поэтому метод оценки
такой коррозии отличался от общепринятого для аусте-
нитных сталей.

Для сравнения склонности к межкристаллитной кор-
розии двухфазных и однофазных (аустенитных) сталей
были выплавлены две аустенитные стандартные стали,
с химическим составом: 0,08% С; 18,2% Сг; 0,32% 81;
0,54% Мп; 10,1% Ы1, отличающиеся содержанием ти-
тана: сталь ОХ18Н10 — без титана, сталь 0Х18Н10Т—
0,43% Те

Предварительно образцы были обработаны по одним
и тем же режимам термической обработки: закалка с
1200° С и последующий провоцирующий отпуск при
400—800° С различной продолжительности — от 10 мин
до 500 ч.

Склонность к межкристаллитной коррозии аустенит-
ных сталей определяли по состоянию поверхности
изогнутых образцов, звуку и металлографическому ана-
лизу. Образование трещин на изогнутой поверхности,
потеря металлического звука, наличие межкристаллит-
ного разрушения, обнаруживаемого на нетравленых
шлифах (по сечению изогнутых образцов), свидетель-
47

Отредактировал и опубликовал на сайте: Р К Е 5 5 I ( Н Е к 5 О И |
ствовало о наличии межкристаллитной коррозии в аусте-
нитных сталях. На рис. 20 кривые ограничивают склон-
ности (черные точки) сталей к межкристаллитной кор-
розии.

В двухфазных сталях до испытания были выявлены
области охрупчивания. На рис. 20 они ограничены пунк-
тирными линиями. Сплошные линии (с черными точками
внутри) ограничивают область склонности к межкри-
сталлитной коррозии, выявленной по потере металли-
ческого звука, металлографическому анализу и электро-
химическому исследованию.

Добавка титана оказывает большое влияние на
склонность аустенитных сталей к межкристаллитной
коррозии. В безтитановой аустенитной стали 0Х18Н10
Тщщ равно 10 мин, т. е. эту сталь нельзя подвергать тех-
нологическим операциям, связанным с воздействием по-
вышенных температур, или после их проведения необхо-
дима закалка.

Аустенитная сталь 0Х18Н10Т, стабилизированная
титаном, имеет ттш, равное 50 ч; возможно применение
технологических обработок без последующей закалки.

Склонность к межкристаллитной коррозии про-
является в безтитановых сталях, как аустенитной, так и
двухфазной, поэтому присадка титана в них эффек-
тивна.

Рис. 21. Изменение количества карбидных фаз в стали
0Х18Г8Н2 с титаном и без титана
Различная кинетика образования карбидных фаз в
зависимости от содержания титана в двухфазных сталях
показана на рис. 21. Как было указано выше (табл. 3),
в безтитамовой стали количество карбида МгзС6 больше,
чем в стали, содержащей титан. В стали с титаном вы-
деление карбида Т1С происходит быстрее карбида
МгзСб, и через определенный промежуток времени (при-
мерно 10 ч) процессы выделения закапчиваются в от-
личие от безтитановой стали, в которой количество кар-
бида М-дСб непрерывно увеличивается (до 500-часовой
выдержки). Следовательно, более ранняя стабилизация
количества хромистых карбидов типа М2зС6, содержа-
щих до 70% хрома в стали с титаном, свидетельствует
о благоприятном влиянии титана, способствующего по-
лучению более однородного твердого раствора по кон-
центрации хрома.

Таким образом, добавка титана (при отношении
Т1/С~5) в сталь 0Х18Г8Н2 оказывает следующее дей-
ствие:

а) ликвидирует склонность к межкристаллитной кор-
розии;

б) способствует стабилизации твердых растворов по
концентрации хрома.

Следовательно, добавка 0,3—0,5% титана в двух-
фазные стали с 0,08% углерода необходима, но она
таковой не является в стали с 0,04% углерода.

На основании проведенного исследования к промыш-
ленному опробованию рекомендуется сталь, содержащая
до 0,08% углерода, 18% хрома, 8% марганца, 2% ни-
келя при отношении Т1/С ~ 5 (условное обозначение
0Х18Г8Н2Т). Подобная сталь с содержанием углерода
не более 0,04% может быть рекомендована без добавок
титана (условное обозначение 00Х18Г8Н2).
Глава III

ИССЛЕДОВАНИЕ СТАЛИ 0Х18Г8Н2Т

Установленное выше оптимальное содержание основ-
ных легирующих элементов двухфазной хромомарган-
цевони келевой стал и: хрома ~ 18 %, мар га н ца ~ 8 % „
никеля ^2%, углерода ^0,08%, титана ~0,5% (услов-
ное обозначение стали — 0Х18Г8Н2Т) обеспечивает
двухфазность при высоких температурах и наилучший
комплекс механических и коррозионных свойств при со-
отношении фаз, близком к 1:1.

В отличие от распространенной двухфазной стали
марки Х21Н5Т (ЭИ-811) и ее низкоуглеродистой моди-
фикации 0X21Н5Т (ЭП-53) предлагаемый состав стали
выгодно отличается более низким содержанием никеля
(2 вместо 5%). Тем не менее, для широкого внедрения
этой стали в химическую промышленность необходимо
проведение комплекса исследований для изучения
свойств и структуры стали при изменении содержания
элементов в узких пределах (в пределах предполагае-
мого марочного состава).

Одним из основных недостатков двухфазных сталей
ферритоаустснитного класса является их повышенная
чувствительность к изменению свойств при незначитель-
ном изменении соотношения аустенито- и феррито-
образующих элементов. Колебания в содержании эле-
ментов даже в пределах марочного состава отражаются
на соотношении а- и у-фаз, следовательно, и на свой-
ствах. Так, обычно пределы по содержанию основных
легирующих элементов нержавеющих сталей (хрома,
никеля) составляют 1,5—2%, марганца — 1%, титана —
0,3% и т. д.

В пределах предполагаемого марочного состава
двухфазных сталей содержание ферритообразующих эле-
ментов (хрома, кремния, титана) на верхнем пределе
ведет к увеличению содержания а-фазы, и свойства та-
50
кой стали При высоких температурах приближаются К
свойствам ферритных нержавеющих сталей (типа
0Х17Т). Наоборот, содержание аустенитообразующих
элементов (углерода, никеля, марганца) на верхнем пре-
деле ведет к увеличению у-фазы.

В работе был исследован фазовый состав и свойства
стали 0Х18Г8Н2Т при крайних содержаниях основных
компонентов — хрома, марганца и никеля (при посто-
янном содержании титана и углерода).

Таблица 4

Химический состав (в %) опытных плавок стали 0Х18Г8Н2Т
с различным количеством а-фалы

Плавки с Мп 51 Сг Т1 Количество а-фазы в % при
1000° С 1200° С
А 0.078 9,4 0.41 17,12 2,40 0,42 30 55
Ф 0.076 7.3 0,42 19,80 1,67 0,40 60 85

В табл. 4 представлен химический состав стали
0Х18Г8Н2Т двух плавок: одной — с содержанием фер-
ритообразующих элементов на нижнем, а аустенитооб-
разующих — на верхнем пределе (плавка А), и вто-
рой — с обратным соотношением этих элементов (плав-
ка Ф). Содержание углерода, кремния и титана в этих
плавках отличается незначительно.

Соответственно изменению соотношения феррито-
и аустенитообразующих элементов меняется и соотно-
шение а- и у-фаз.

Изменение химического состава в пределах марочно-
го ведет к изменению соотношения фаз при одной тем-
пературе на 30%. Повышение температуры закалки с
1000 до 1200°С увеличивает количество ос-фазы на 25%
(см. табл. 4).

Поскольку для экспериментов были взяты крайние
составы, то изменение свойств и структуры в зависимос-
ти от изменения разных факторов (состава, температу-
ры и др.) на приведенных ниже графиках представлены
в виде заштрихованных областей, ограниченных кривы-
ми со светлыми точками — для более аустенитной плав-
ки А, с черными точками — для более ферритной плав-
ки Ф. Свойства промежуточных составов будут характе-

Отредактировал и опубликовал на сайте Р К Е 5 5 I ( Н Е М О И |
рисоваться значениями, лежащими заиггРн$°'

ванных областей.

Структура и свойства сталей с различным
соотношением феррито- и аустенитообрс3^Ю1Щ1Х цемен-
тов изучали после закалки с 1000°С (°1ПИМалпл° пол
1200°С, а также последующего отпуска ПРИ '
600, 700, 800°С различной продолжительпости лшн'
2, 50 100 и 500 ч).

1. Влияние фазового состава на структ^РУ и своиства
стали

Согласио структурной диаграмме же;|езо'хРо|)1'маР’а'
нец-никель (см. рис. 12), стали, содер!кащие ° ™/о
хрома, 8% марганца и 2% никеля (“Ри отношении
тиг’ высоких тем-

Т1/С ~ 5), пРИгрева (1200°С)
в двухфазной обла-
X; нано количсст-

Рис. 22. Содержание а-фэ-
зы в стали 0Х18Г8Н2Т в за-
висимости от температуры

пературах
находятся

венное соотно'исние эт";х фаз
зависит от соЛеРжа"и” феРР"’
то- и аустсяитообразующпх
элементов в Стали> «а1<. это
ясно видно Н0 Рис’ на ко‘
тором предст'1Влен<? измене-
ние содержаш|Я а‘Фазы в за'
висимости от температуры.

Количество Лфазы в плав‘
кс Ф на 25- больше, чем

в плавке А, и эта Раз|,ица со'
храиястся прИ всрх темпера-
турах. Бо.пее'рМРобно каждая
плавка была исследована «осле закалкР от ДВд* теМ||С"
ратур 1000 и 1200сС при соотношениях 11 Т Фаз> Ука"

занных в табл. 4.

Количество феррита и аустенита опр^е,пя,пи 110 мсто'
ду секущих Глаголева и контролировал^ магнитометри-
ческим измерением с помощью эталон^ из ХРОМИСТОИ
ферритной стали 0Х18Т на апизомстре А^'Л()ВВ* <

Микроструктура сталей плавок А (Гис‘ а’ 6/ и
Ф (рис. 23, б, г) в закаленном состоянии состоит из фер-
рита (темного) и аустенита (светлого). Р ста,пи плавки
Ф наблюдается более интенсивный рос< ФеРРитных зе‘
Рис. 23. Микроструктура стали 0Х18Г8Н2Т с различным соотно-
шением фаз в закаленном состоянии:

а, б —от 1000сС; в, г —от 1200сС.Х300

рен при повышенной температуре. Так, при увеличении
температуры от 1000 до 1200°С в плавке Ф величина
ферритного зерна увеличивается с 6 до 2 баллов, а в
плавке А — с 7 до 5.

При исследованных температурах закалки феррит и
аустенит имеют практически одинаковую микротвердость
(НУ феррита 270—300, НУ аустенита 280—310). Поэто-
му, несмотря на существенное различие в количестве
а- и у-фаз исследованных сталей, их механические свой-
ства при различных температурах испытания сравни-
тельно мало отличаются друг от друга. Более аустенит-
ная сталь (плавка А) обладает несколько большими
прочностными свойствами и меньшей пластичностью
(рис. 24).
Рис. 24. Механические свойства стали 0Х18Г8Н2Т при
различных температурах испытания

Высокая пластичность (6 > 80%) и низкая прочность
кГ/мм2) при температуре выше 900°С показы-
вают, что независимо от соотношения фаз (в пределах
от 30 до 85% а-фазы) стали обладают высокой техноло-
гической пластичностью в интервале температур 900—
1200°С. Данные по кручению также подтверждают это.
Выше 900°С наблюдается резкое уменьшение крутящего
момента и соответственно — увеличение числа скручи-
ваний (рис. 25).

Известно, что аустенитные стали, в отличие от фер-
ритных, обладают большей склонностью к упрочнению
иод влиянием холодной пластической деформации. Уве-
личение прочности в них зависит не только от механиче-
ского наклепа, но и стабильности аустенита. Образова-
ние при деформации мартенсита способствует повышению
прочности при одновременном понижении пластичности.

Изменение механических свойств сталей с разным
соотношением фаз в зависимости от степени деформа-
ции (при прокатке) показано на рис. 26. Повышение
54
у.'А

'тредактировал и опубликовал на сайте Р 8 Е $ 5 1 ( Н И 5 О II |
Рис. 27. Изменение намагниченности насыщения стали
0Х18Г8Н2Т в зависимости от степени обжатия

степени деформации ведет к увеличению прочности и
уменьшению пластичности, однако интенсивность этих
процессов выражена более ярко в сталях, содержащих
большее количество у-фазы. Болес «аустенитная» двух-
фазная сталь (плавка А) интенсивнее упрочняется, чем
более «ферритная» (плавка Ф) (рис. 26). Например,
предел текучести при повышении степени обжатия от
О до 50% увеличивается в плавке А (70% у-фазы) от 45
до 143 кПмм2, а в плавке Ф (40% у-фазы) от 45 до
110 кГ/мм2.

Таким образом, склонность двухфазных сталей к уп-
рочнению при холодной пластической деформации зави-
сит от исходного количества у-фазы; чем больше ее,
тем выше эта склонность в связи с превращением аус-
тенита в мартенсит при деформации. Магнитные изме-
рения сталей после различных степеней деформации да-
ют количественную оценку степени стабильности аусте-
нита. В закаленном состоянии двухфазные стали обла-
дают определенными ферромагнитными свойствами, про-
порциональными содержанию в них магнитной ос-фазы.
Независимо от исходной температуры закалки с повы-
шением степени обжатия до 50% намагниченность на-
сыщения в обеих плавках увеличивается (рис. 27).
Причем величина намагниченности насыщения увеличи-
вается более интенсивно в плавке А, т. е. в более «аус-
тенитной» стали. Увеличение намагниченности насыще-
56
НИЯ при деформации свидетельствует о повышении
количества магнитной фазы, состоящей из суммы ос 4~
4-«2, где а2 — мартенсит деформации (табл. 5). Так,

Таблица 5

Фазовый состав и намагниченность насыщения стали 0Х18Г8Н2Т
в закаленном и деформированном состояниях

Плавки Закалка с 1000° С Закалка с 1 000° С 4- 4- деформация 50% Намагни- ченность насыщения в гс
Количество фаз в % Намагничен- ность насы- щения в гс Количество фаз в %
а V а а, У
Л ф 30 60 70 40 2800 6000 30 60 47 21 1 23 19 9 500 10 800

в плавке А (с исходным количеством фаз 30% а 4- 70%
•у-фазы) намагниченность насыщения увеличивается от
2800 до 9500 гс, что соответствует увеличению магнит-
ной фазы а2 на 47%.

В плавке Ф (с исходным количеством фаз 60% а 4-
4- 40%у) намагниченность насыщения увеличивается от
6000 до 10500 гс, что соответствует увеличению количест-
ва магнитной фазы сс2 на 21% (табл. 5). Следовательно,
деформация при комнатной температуре дает в стали
плавки А большее, по сравнению с плавкой Ф, количест-
во превращенного аустенита.

Различная степень стабильности аустенита в зависи-
мости от исходного химического состава стали
0Х18Г8Н2Т (плавки АиФ) и от предварительной темпе-
ратуры закалки (в пределах одной плавки) объясняется
разным содержанием основных легирующих элемен-
тов — хрома, марганца и никеля в а- и у-твердых раст-
ворах.

На рис. 28 представлено изменение состава а- и
у-фаз в стали 0Х18Г8Н2Т в зависимости от температу-
ры закалки (определено на микроанализаторе Камека).

В распределении основных легирующих элементов
(хрома, марганца и никеля) можно отметить следующие
закономер ности:

а) содержание ферритообразующих элементов
(хром) в а-фазе выше их среднего количества в стали,
а аустенитообразующнх элементов (марганец, никель)
больше в у-фазе;

б) повышение температуры ведет к увеличению «-фа-
зы в стали и состав ее приближается к среднему соста-

900 Ю0011001200 300 Ю00 11081200

Тъмператпура закалки, * с

Рис. 28. Состав а-и у-фаз в стали
0Х18Г8Н2Т в зависимости от их соотно-
шения

ву стали (содержание хрома уменьшается, а марганца
и никеля увеличивается);

в) наоборот, состав у-фазы, количество которой
уменьшается с повышением температуры, все больше и
больше отклоняется от среднего состава стали. Причем,
58

содержание аустенитообразующих элементов в у-фазе,
особенно никеля, возрастает.

Отсюда можно заключить, что независимо от исход-
ного соотношения фаз в плавках АиФ повышение тем-
пературы закалки способствует увеличению стабиль-
ности у-фазы за счет ее обогащения никелем и марган-
цем.

2. Влияние старения на фазовый состав и свойства
стали

Влияние старения на структуру и свойства стали
0Х18Г8Н2Т с различным исходным соотношением фаз
(плавки АиФ) изучали после дополнительного отпуска
при 400, 500, 600, 700, 800 и 900°С различной продолжи-
тельности (температур закалки 1000 и 1200°С).

При старении соотношение фаз изменяется в сторо-
ну уменьшения а-фазы (рис. 29) и сохраняется разница
в количественном соотношении а- и у-фаз в пределах 25—
30%. Как было показано (см. рис. 22), нагрев выше
900°С ведет к увеличению а-фазы.

При изотермической выдержке в интервале темпе-
ратур 600—800сС происходят структурные превращения,
которые приводят к уменьшению количества ферритной
составляющей (см. рис. 22 и 29).

Чем больше а-фазы в исходном состоянии, тем зна-
чительнее влияние структурных превращений при ста-
рении на свойства.

Температура отпуска 9С

Рис. 29. Изменения содержания а-фазы в стали 0Х18Г8Н2Т
* зависимости от температуры старения (выдержка 10 ч)

Отредактировал и опубликовал на сайте П Е $ $ I ( й Е М ОН |
В закаленном состоянии сталь 0Х18Г8Н2Т имеет
следующий фазовый состав: а -р у (см. табл. 3).

Распад твердых растворов при старении начинается
с выделения хромистых карбидов типа МгзСб и увеличе-
ния количества карбидов титана Т1С. Количественный
химический анализ анодных осадков показал, что чем
больше в исходном закаленном состоянии а-фазы, тем
больше количество выделенных при старении карбидов
М2зСб (табл. 6). Так, в плавке Ф, содержащей после

Таблица 6

Количество и состав карбидов типа М2зСв в стали 0Х18Г8Н2Т
(исходное состояние 1200° С -р 700° С, 1 ч)

Плавки Количество а-фазы после закалки в % Количе- ство МгкС® в % Химический состав МязСв в %
С Сг Ре Мп
А 60 0,32 6,5 66,3 21,0 6 2
Ф 85 0,39 6,8 68,5 19,2 6,0

закалки 85% а-фазы, количество карбидов М2зС6 боль-
ше, чем в плавке А, содержащей 60% а-фазы, а количе-
ство Т1С соответственно меньше (0,19% в плавке Ф и
0,24% в плавке А). Состав хромистых карбидов МгзСб
примерно одинаковый в обеих плавках, т. е. не зависит
от исходного соотношения фаз.

Отсюда следует, что количество выделяемых избы-
точных карбидов зависит от исходного соотношения фаз:
чем больше количество исходной а-фазы, тем больше ко-
личество выделяемых высокохромистых карбидов. Вви-
ду меньшей растворимости углерода в феррите и боль-
шей скорости диффузионных процессов в ОЦК-рсшетке
выделение карбидов происходит в первую очередь в
феррите.

Выделение высокохромистых карбидов типа МгзСб по
границам зерен ведет к обеднению феррита хромом, что
приводит к превращению а->у2, где 'уг — вторичный
аустенит. Скорость распада ферритной составляющей
(а->у2+Л12зС(Н-Т1С) тем больше, чем выше темпе-
ратура старения. Если при 800сС после 10-минутной вы-
держки выделяется, кроме карбидов МгзСб, также вто-
ричный аустенит (рис. 30), то при той же выдержке при
700°С по границам ферритных зерен образуются только
60
10'МИН
Рис. 31. Микроструктура
стали 0Х18Г8Н2Т (плавка ф)
после закалки с 1200°С
и старения при 700сС:

а — 10 мин: б — 100 ч; в — 500 ч
Х1000.

карбиды М23С6 (рис. 31).
С увеличением изотер-
мической выдержки на
чинает выделяться вто-
ричный аустенит (у2)
(рис. 30). Вторичный

аустенит в отличие от первичного выделяется в виде
весьма тонких пластинок, определенным образом ориен-
тированных по кристаллографическим плоскостям (от
границ внутрь зерна). В отличие от первичного вторич-
/^Ит/о^лТеНЛтЛ>ИМеет несколько большую микротвердость
(пУ 320—350).

Содержание основных легирующих элементов во вто-
ричном аустените отличается от первичного. Вторич-
ный аустенит образуется в участках, обедненных хромом
и поэтому хрома в нем меньше ( — 15%), чем в первич-
ном аустените (~ 17,1 %), марганца почти столько же
никеля меньше (соответственно 1,8 и 2,8%).

Чем больше а-фазы в исходном закаленном состоя-
нии, тем больше образуется вторичного аустенита. С
увеличением продолжительности старения происходит
рост выделений вторичного аустенита и образование
мелкодисперсной о-фазы как на границах ферритных зе-

рен, так и на границах феррита с первичным аустенитом.
В плавке Ф образование а-фазы начинается при мень-
шей выдержке, чем в плавке А (рис. 30).

Согласно данным микрозонда о-фаза содержит око-
ло 27% хрома, 15% марганца и 0,5% никеля (по дан-
ным электрохимического анализа содержание хрома в
о-фазе больше на 10—12% — см. табл. 3). Количество
о-фазы повышается с увеличением продолжительности
старения (рис. 30).

Образование хромомарганцовистой о-фазы приводит,
в свою очередь, к обеднению прилегающих участков хро-
мом и превращению в них а->у2. Образующийся вто-
ричный аустенит располагается в виде оторочки вокруг
о-фазы (на рис. 30 и 31 белая составляющая, окаймля-
ющая о-фазу).

Кинетика образования а-фазы и «сопутствующего»
ей вторичного аустенита наглядно видна на рис. 31. С
увеличением продолжительности старения при 700°С —
температуре, соответствующей максимальному охрупчи-
ванию стали 0Х18Г8Н2Т, количество о-фазы и вторич-
ного аустенита увеличивается. Ранее выделившийся
вторичный аустенит (в виде пластинок) объединяется
с первичным.

Наиболее чувствительными показателями структур-
ных превращений при старении являются ударная вяз-
кость, твердость и намагниченность насыщения.

Структурное состояние, возникающее в результате
распада ферритной составляющей (а ф- у + 'ПС а 4-
+ у + уг + Т1С 4- М23Сб) не сопровождается заметным
изменением ударной вязкости и твердости, понижается
лишь намагниченность насыщения.

Структурное состояние, образующееся на второй ста-
дии распада (а -}- у + Т1С —а 4- у + у2 + Т1СЧ-Л12зСбЧ~
+ в°)> характеризуется значительным снижением удар-
ной вязкости (рис. 32) и повышением твердости (рис.
33).

Сказанные выше процессы, происходящие при старе-
нии и приводящие к охрупчиванию стали, зависят от ис-
ходного соотношения фаз. Чем больше в исходном состо-
янии а-фазы, тем шире температурный интервал сниже-
ния ударной вязкости, минимальные значения которой
наблюдаются при 600—700°С. Увеличение а-фазы до
85% (плавка Ф) приводит к расширению температурно-
временных интервалов охрупчивания от 500 до 800°С,

Отредактировал и опубликовал на сайте: Р К Е 5 5 I ( Н Е К 5 О И |
I
Закалка 400 500 600 700 ВООЗакмка ООО 500 ОНО 700 600

с 1000'0 с7200'0

б)
Температура отпуска, °С

Рис. 33. Твердость стали ОХ18Г8Н2Т после старения:

а — 100 ч; б — 500 ч

что обусловлено старением крупнозернистого феррита
(величина зерна феррита — 2 балла).

При длительных выдержках в интервале температур
400—800°С в обеих плавках наблюдается два «пика»
твердости: при температуре 400°С и 700°С (рис. 33).

Повышение твердости при 400—500°С связано с
«475°-ной хрупкостью», характерной для феррита, при-
чем более четко «пик» твердости проявляется в стали,
содержащей в исходном состоянии 85% а-фазы (плав-
ка Ф). Максимум твердости при 700°С связан с выделе-
нием хрупкой о-фазы.

Из вышеизложенного следует, что соотношение фаз
оказывает влияние на процессы старения феррито-аус-
тенитной стали 0Х18Г8Н2Т. Чем больше а-фазы, тем
интенсивнее происходит старение и тем шире интервал
охрупчивания стали в результате старения. Поскольку
старение ферритной составляющей приводит к охрупчи-
ванию, то содержание а-фазы должно быть не более
50% в исходном состоянии (после оптимальной закалки
с 1000°С).

3. Влияние соотношения фаз на склонность стали
к хладноломкости и межкристаллитной коррозии

В прямой зависимости от соотношения фаз в исход-
ном состоянии находится склонность феррито-аустенит-
ных сталей к хладноломкости.

Известно, что порог хладноломкости ферритных ста-
лей типа Х17Т, Х25Т, определяемый по снижению удар-
ной вязкости (ап = 5 кГм/см2), лежит обычно в области

200 40 120 60 ио о ио
- Температура +

Рис. 34. Влияние содержания
а-фазы в различных сталях на
ударную вязкость при понижен-
ных температурах:

/—0Х18Н10Т (без а-фазы); 2-
0Х18Г8Н2Т (30—60%); 3 — 0Х17Т (100%);

Таблица 7

Порог хладноломкости в зави-
симости от исходного содер-
жания а-фазы в стали
0Х18Г8Н2Т

Плавка Температура закалки в °С ; Количество а-фазы в % Порог хлад- ноломкости в =С
Л 1000 1200 30 55 — 196 — 130
ф 1000 1200 60 85 —120 —30

температур выше комнатной. Аустенитные стали не име-
ют порога хладноломкости. Двуфазные феррито-аусте-
нитные стали занимают промежуточное положение меж-
ду ними. Склонность их к хладноломкости прямо про-
порциональна содержанию а-фазы: чем больше а-фазы,
тем выше эта склонность, т. е. при более высоких тем-
пературах отмечается переход к хрупкому разрушению
(рис. 34).
' 10 100 ЮОО 10000

о)

Врем». ч

о мет мкк • есть мнк——области мяк——— области охрупчибамия
»

Рис. 35. Склонность стали 0Х18Г8Н2Т (плавки А и Ф) к меж-
кристаллитной коррозии (мкк) и охрупчиванию;

а —закалка с ЮОО’С, 6 —закалка с 1200°С

В плавке Ф (60% а-фазы в исходном состоянии)
хрупкое разрушение наступает при температуре — 160°С,
в то время как в плавке Л (30% а-фазы) ударная
вязкость сохраняется при этой температуре на достаточ-
но высоком уровне (рис. 34, б). В соответствии с этим
порог хладноломкости лежит тем ниже, чем меньше
а-фазы в исходном состоянии (табл. 7).

Отредактировал и опубликовал на сайте Р И $ 5 I ( НЕ 8 5 О К |
Склонность к межкристаллитной коррозии в феррит-
ных и аустенитных нержавеющих сталях проявляется
по-разному.

В ферритных сталях закалка от высоких температур
(1000сС) делает сталь склонной к межкристаллитной
коррозии, причем отпуск устраняет эту склонность. Аус-
тенитные стали, наоборот, не склонны к такой коррозии
после закалки, а отпуск может ее вызвать. В двухсраз-
ных сталях может иметь место развитие межкристаллит-
ной коррозии как по «ферритному», так и «аустенитно-
му» типу, что зависит от соотношения ферритной и аус-
тенитной составляющих. Провоцирующий отпуск, кро-
ме того, может вызывать процессы, приводящие к ох-
рупчиванию.

Как было показано выше, температурно-временные
границы областей хрупкого разрушения зависят от ис-
ходного соотношения фаз. Увеличение количества а-фа-
зы в исходном состоянии расширяет область охрупчи-
вания в сторону низких температур, на что указывает
сдвиг С-образных кривых вниз. На рис. 35 показаны
температурно-временные интервалы возникновения хруп-
кости (при содержании феррита 30—55% — плавка А
и 60—85% — плавка Ф), из которого видно, что охруп-
чивание возникает тем раньше, чем больше феррита со-
держится в стали.

При содержании 30—60% феррита не наблюдается
межкристаллитной коррозии ни по ферритному, ни по
аустенитному типу. При содержании 85% феррита наб-
людается резко выраженное развитие такой коррозии
по ферритному типу (после закалки с 1200сС), причем
склонность к коррозии устраняется отпуском при 400 -
650°С: чем выше температура, тем меньше продолжи-
тельность выдержки.

Комплекс проведенных исследований показал, что
наилучшее сочетание всех свойств обеспечивает сталь,
содержащая после оптимальной температуры закалки с
1000°С не менее 30 и не более 50% феррита. Этому со-
держанию соответствует следующий химический состав
стали в %: ^ 0,08 С; 17,5 — 19,0 Сг; 7,5 — 9,0 Мп; 1,8 —
2,5 №; 0,3 — 0,5 Т1 (условное обозначение

0Х18Г8Н2Т).
Глава IV

СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ОХРУПЧИВАНИЕ
СТАЛИ 0Х18Г8Н2Т

В нержавеющих сталях феррито-аустенитного клас-
са в зависимости от условий нагрева возникают сложные
процессы структурных превращений, приводящие к ох-
рупчиванию стали. Изучение их необходимо для пра-
вильного использования этих сталей в промышленности.

Исследование кинетики и механизма фазовых прев-
ращений в стали 0Х18Г8Н2Т было проведено на про-
мышленной плавке завода «Красный Октябрь»
(0,07% С; 18,25% Сг; 8,0% Мп; 2,52% №; 0,31%
Т1; О,267о 81). Исследованы структурные изменения в
феррите и аустените при изотермической обработке в
интервале температур 400—1200°С.

В зависимости от характера структурных изменений
(подробно описанных ниже) следует указать на три
температурных интервала: 400 — 500°С; 500 — 800°С; вы-
ше 800°С.

1. Первый интервал структурных превращений

В первом интервале температур (400—500сС) проис-
ходят процессы, известные в литературе под названием
«475°-ная хрупкость». Они характерны преимущественно
для высокохромистых ферритных сталей марок 0Х17Т,
Х25Т, и также происходят в ферритной составляющей
нержавеющих сталей феррито-аустенитного класса.

При кратковременных выдержках в этом интервале
температур происходит упорядочение твердого раство-
ре *, а при длительных — распад пересыщенного а-
твердого раствора 127].

* Возможно, что «475‘’-ная хрупкость» характеризуется не про-
цессом упорядочения, а «расслоением» твердого раствора — образо-
ванием зон, обогащенных и обедненных хромом. Этот вопрос требует
дополнительного изучения.
Эти процессы не приводят к видимым изменениям в
структуре. После отпуска в рассматриваемом интерва-
ле температур микроструктура стали 0Х18Г8Н2Т состо-
ит из феррита (темная составляющая) и аустенита
(светлая составляющая) и не отличается от структуры
в закаленном состоянии (рис. 36).

Кратковременные выдержки в интервале темпера-
тур 400—500сС нс оказывают влияния на механические
и магнитные свойства при комнатной температуре ис-
пытания. Длительные выдержки в этом интервале тем-
ператур приводят к незначительному повышению твер-
дости и предела текучести лишь после предварительной
закалки с 1200°С. увеличивающей количество феррита
в стали до 75%.

Структурные изменения, происходящие в интервале
температур 400—500сС, оказывают существенное влия-
ние на положение порога хладноломкости (рис. 37).

Оценка сопротивляемости стали хрупкому разруше-
нию при комнатной и пониженных температурах произ-
водилась по результатам испытаний стандартных удар-
ных образцов с надрезом Менаже.

Известны различные методы оценки склонности
материалов к хрупкому разрушению [30, 41]. За г.рити-
ческую температуру перехода из вязкого состояния в
хрупкое принимают температуру, соответствующую ве-
личине ударной вязкости, составляющую 40% от ее мак-
симального значения или определяют ее по количеству
вязкой составляющей в изломе [50%].

В настоящей работе склонность стали 0Х18Г8П2Т
к хрупкому разрушению оценивалась положением поро-
га хладноломкости, определяемого либо по характеру
разрушения ударных образцов (50% утяжки поперечно-
го сечения), либо по снижению ударной вязкости до
5 кГм/см2 при испытаниях.

Характер разрушения (вязкий или хрупкий) ударных
образцов, испытанных при пониженных и высоких тем-
пературах, можно определить визуально.

При испытаниях ударных образцов при пониженных
температурах переход от хрупкого к вязкому разруше-
нию характеризуется появлением очагов пластической
деформации в виде «утяжки» (уменьшения) поперечного
сечения около надреза и появлением «язычков текучес-
ти» на поверхности излома (рис. 37, б). Величина «утяж-
ки», отнесенная к исходному поперечному сечению, и
70
1 е /200

Рис. 36. Микроструктура стали 0Х18Г8Н2Т после различных режимов
термической обработки

Отредактировал и опубликовал на сайте П Е 5 5 I ( Н И 5 О В |
размер «язычков текучести» характеризует вязкость в
% (рис. 37, а). На рис. 37, б образцы, имеющие вязкий

-191>

Рис. 37. Склонность стали
0Х18Г8Н2Т к хрупкому раз-
рушению (а) и вид изломов
ударных образцов после
испытания (6)

Т • у/г/ с ' ~*

а*. . _ ~ -

4 ЮС

+?ч

•30

С ЮРУ

120&+Ч Г°С.1А'

Г. >0*0 «

б)

излом, отделены от образцов с хрупким изломом жир-
ной линией. Испытания показали, что наибольшим за-
пасом вязкости сталь 0Х18Г8П2Т обладает после за-
калки от оптимальной температуры 1000еС. Закалка от
1200°С приводит к сдвигу кривых вправо, т. е. к повы-
шению порога хладноломкости. Температура примене-
ния стали 0Х18Г8Н2Т при длительных условиях эксплуа-
тации не должна быть выше 400сС.

2. Второй интервал структурных превращений

Второй интервал (500—800°С) оказывает более су-
щественное влияние на свойства стали 0Х18Г8Н2Т. В
этом интервале температур меняется соотношение а- и у-
фаз вследствие образования так называемого «вторич-
ного аустенита», располагающегося внутри ферритной
составляющей (см. рис. 36).

При изотермической выдержке и интервале темпе-
ратур 500—800°С происходит старение ферритной сос-
72
Рис. 38. Микроструктура стали 0Х18Г8Н2Т в закаленном (а),
состаренном (б), охрупченном (в) и восстановленном (г) со-
стояниях. Х^ОО

тавляющей (чем выше температура, тем больше скс
рость превращения), в то время как аустенитная сос-
тавляющая не претерпевает изменений.

Старение феррита происходит в три стадии.

Начальная, или первая, стадия начинается с выделе-
ния диспресных карбидов МгзСб и Т1С в феррите
(см. табл. 3). Следовательно, первую стадию можно ус-
ловно изобразить: Ф -> Ф 4- К (Ф — феррит, К — кар-
биды) .

Вторая стадия старения состоит в образовании вто-
ричного аустенита, т. с. Ф -> Ф 4- К + Аг (Аг — вторич-
ный аустенит). При 650—700сС (выдержка 1 ч) начи-
нается образование вторичного аустенита в виде топких
пластинчатых выделений (рис. 38, б), определенным об-
разом ориентированных по кристаллографическим плос-
Температура закалки, Температура отпуска Продолжительность

*С (продолжительность 100 ч) отпуска при 700 °С, у

Рис. 39. Электросопротивление стали 0Х18Г8Н2Т после различных
режимов термической обработки

костям. Свойства при этом меняются сравнительно не-
значительно. Так, увеличение количества ферритной сос-
тавляющей путем повышения температуры закалки ог
900 до 1200°С вызывает повышение электросопротивле-
ния (рис. 39). При старении феррита (2-я стадия рас-
пада), сопровождающимся обратным процессом о-^у-
преврашением, электросопротивление начинает заметно
понижаться и тем в большей степени, чем интенсивнее
было старение.

Параметр решетки феррита при этом незначительно
уменьшается. Параметр решетки аустенита практически
остается без изменения на всех стадиях старения
(рис. 40).

Механические свойства при этом меняются также
сравнительно незначительно: чем больше количество
исходного феррита, регулируемого температурной за-
калки, тем в большем объеме происходит образование
вторичного аустенита; незначительное снижение плас-

Рис. 40. Параметры
кристаллических реше-
ток а~ и у-фаз стали
0Х18Г8Н2Т
90

& 60

Рис. 41. Влияние старения на механические свойства стали
0Х18Г8Н2Т после закалки с 1000°С (а, б) и 1200°С (в, г):

а. в ~ 1 ч; б, г — 100 ч.

тических свойств -наблюдается после предварительной
закалки с 1200сС (рис. 41).'

Микрозонд Камека (локальность метода 2 мк) не
показал изменения в составе феррита, т. е. на началь-
ных стадиях его распада образующиеся фазы слишком
малы, чтобы микрозонд мог установить концентрацион-
ную неоднородность а-твердого раствора. Состав исход-
ного (первичного) аустенита не меняется (табл. 8).

Образование вторичного аустенита сопровождается
диффузионным перераспределением хрома. Во вторич-
ном аустените хрома содержится меньше, чем в стали,
и процесс старения сопровождается увеличением содер-
Таблица 8

Распределение основных легирующих элементов (в %)
в структурных составляющих стали 0Х18Г8П2Т

Термическая обработка Феррит Аустенит Аустенит (А3) ц-фаза
Сг _ — — Сг — Сг Мп
Мп м Мп Сг Мп К!
Закалка с 1200гС 18,0 8,2 2.6 15.8 9,8 3,4 *
Закалка 4 700й 1 ч 18,7 8.4 2.7 15,7 9,9 3,5 — — — — —
Закалка 4-700° 100 ч 21 ,5 7,9 2,4 15.8 9,9 3.4 15,1 8,3 2,2 32.0 8,0

жання хрома в феррите. Это подтверждается также по-
нижением точки Кюри с 660 С (закаленное состояние)
до 620°С.

Третья стадия старения феррита в этом интервале
температур сопровождается выделением о-фазы наряду
с дальнейшим увеличением количества вторичного аус-
тенита.

В связи с увеличением концентрации хрома в фер-
рите при длительном старении по границам зерен, т. е.
в местах, наиболее обогащенных хромом, образуегся
о-фаза. На микроструктуре отчетливо видна о-фаза в
виде прослойки, располагающейся по границам зерен
(рис. 38, в). Электронномикроскопическое исследование
структур показало, что о-фаза, выделяющаяся на гра-
нице ферритного зерна, окаймлена вторичным аустени-
том, образующимся в обедненных хромом участках
(рис. 42).

Наличие о-фазы было подтверждено химическим и
рентгеноструктурным анализом выделенных осадков, а
также окисно-пленочным травлением. Рентгеноструктур-
ный анализ осадка, выделенного в стали после длитель-
ного старения (700°С, 100 ч), показал, что в стали со-
держатся хромистые карбиды типа М2зСб, карбиды ти-
тана Т|'С и о-фаза. Па рис. 43, а представлена фотогра-
фия микроструктуры стали в охрупченном состоянии (о-
фаза видна в виде оторочки темных аустенитных зерен
на фоне более светлого феррита). Па рентгенограмме
(рис. 43, б) анодного осадка, полученного из стали в
этом состоянии, представлено характерное для о-фазы
расположение линий. Состав о-фазы: 57% Ее, 35% Сг и
8% Мп.

Таким образом, третья стадия распада феррита соп-
Рис. 42. Электронномикроскопические фотографии стали
0Х18Г8Н2Т после закалки 1000’С (а) и 1200ьС (б) и старения
при 700сС, 100 ч (в, г). ХЮ ООО

ровождается образованием о-фазы и увеличением ко-
личества вторичного аустенита: Ф-^Ф + К4-А2 + о.

Конечная стадия распада феррита ведет к сущест-
венному изменению свойств: резкому уменьшению
электросопротивления независимо от предварительной
Рис. 43. Микроструктура стали 0Х18Г8Н2Т (а) и рентгенограмма
анодного осадка (У-фазы (6) после старения при 700еС, 100 ч

температуры закалки (см. рис. 39) и уменьше-
нию параметра ОЦК-решетки до 2,8674 КХ (рис. 40).
Незначительному повышению прочностных свойств соот-
ветствует существенное снижение пластичности (см. рис.
41, б). Относительное удлинение снижается с 32—38%
(закаленное состояние) до 10—15%; относительное су-
жение соответственно с 50 до 10—15%. Провал пластич-
ности сопровождается также значительным уменьшени-
ем ударной вязкости (с 20 до 3 кГм/см2), повышением
твердости (с НВ 220 до НВ 280), уменьшением намаг-
ниченности насыщения (с 9000 до 5800 гс), что показа-
но на рис. 44, а. Значительное изменение всех свойств
78
Температура отпуска,

Рис. 44. Ударная вязкость, твердость и намагни-
ченность насыщения стали 0Х18Г8Н2Т:

а — после старения различной продолжительности; б —
после вторичного отпуска: / — 500“С. 100 ч; 2 — 700"С.
100 ч.

на третьей стадии распада ферритной составляющей
сопровождается охрупчиванием стали.

Сдвиг кривых и соответственно порога хладнолом-
кости вправо — в сторону повышенных температур —
результат описанных выше процессов (рис. 45).

Электронномикроскопическое фрактографическое ис-
следование изломов предварительно закаленных и затем
подвергнутых длительному старению при 700'С образ-
цов показало, что поверхности изломов резко отличают-
ся друг от друга. В закаленном состоянии (как после
закалки с 1000°С, так и с 1200сС) видны вытянутые че-

•тредактировал и опубликовал на сайте Р Р Е 5 5 I ( Н Е Р 5 М )

Температура испытание. 'С

Рис. 45. Склонность стали
0Х18Г8Н2Т к хладноломко-
сти в зависимости от исход-
ного состояния

шумки, что характерно для вязкого излома (рис. 46, а).
В состаренном состоянии (после 100-часового старения
при 700'С) видны крупные непрозрачные выделения,
расположенные по границам зерен, по которым идет
хрупкое разрушение (рис. 46, б), хрупкая трещина за-
рождается в основном в местах макро- и микронеодно-
родностей. После повторного отпуска (900еС, 1 ч) наб-
людается вязкий излом, как и в исходном закаленном
состоянии (рис. 46, в).

По положению кривых (рис. 45) можно судить о ки-
нетике развития охрупчивания на всех стадиях старе-
ния ферритной составляющей стали 0Х18Г8Н2Т.

3. Третий интервал структурных превращений

Третий интервал структурных превращений (выше
8001С) связан в основном с количественным изменением
соотношения феррита и аустенита. В стали 0Х18Г8Н2Т
нагрев выше 100(ГС ведет к увеличению количества фер-
рита и при закалке от 1200сС достигает 75% (рис. 47).

Охрупченная в первом и во втором интервале темпе-
ратур сталь при нагреве выше 80СГС восстанавливает
пластичность, что связано с растворением выделивших-
ся карбидов, о-фазы и обратным превращением,
приводящим к увеличению количества феррита в стали.

На рис. 38 представлены микроструктуры стали
0Х18Г8Н2Т, соответствующие различным стадиям рас-
пада ферритной составляющей: закаленное состояние
(рис. 38, с), начальная стадия распада (рис. 38, 6), ко-
нечная стадия (рис. 38, в) и «восстановленное» состоя-
ние (рис. 38, г). В восстановленном состоянии структура
стали состоит из аустенита и феррита.
Рис. 46. Виды изломов стали
0Х18Г8Н2Т в закаленном
(а), охруПченном (б) и вос-
становленном (в) состояниях

Х7500

Уже при кратковре-
менном нагреве до 900°С
а-фаза растворяется и
сталь приобретает свой-
ства, близкие к исходно-
му закаленному состоя-
нию. Пластические свой-
ства (относительное уд-
линение и сужение) по-
вышаются (см. рис. 41).
Ударная вязкость резко

повышается и достигает
значения. близкого к закаленному состоянию
(20 кГм/см2), твердость снижается с НВ 280 до НВ 230,

намагниченность насыщения повышается с 5800 до
7500 ес (см. рис. 44, б).

Ударная вязкость заметно начинает увеличиваться
при нагреве выше 800 С и достигает исходного значения
при 900 С (рис. 48). О восстановлении вязкого состоя-
ния после нагрева на 900 С свидетельствует характерный
чешуйчатый (чашечный) излом (см. рис. 46, в).
Рис. 47. Количество а-фазы в
стали 0Х18Г8Н2Т

Тентсратура испытания, *С

Рис. 48. Влияние понижен-
ных и высоких температур
на ударную вязкость стали
0Х18Г8Н2Т в закаленном
и состаренном состояниях

Рис. 49. Зависимость коэффициен-
та линейного расширения от
исходного состояния стали
0Х18Г8Н2Т:

Рис. 50. Состав и количество
фаз в стали 0Х18Г8Н2Т

/— 100042; 2—1200*; 3 —120<ГС 1-5(ЮвС,

100 ч; 4— 1200сС4-700еС, 100 ч; 5-1200°С+
+5«гс, 1оо ч+амгс. 1 ч, 6—12004:+
4-70042. 1оо Ч+9004:. 1 ч
С у —> а-превращением связано так же изменение фи-
зических характеристик, например, электросопротивле-
ния (рис. 39), коэффициента линейного расширения
(рис. 49). Электросопротивление резко возрастает с уве-
личением ферритной составляющей в стали; так, повы-
шение температуры с 900 до 1200°С (что соответствует
повышению количества а-фазы на 30%) приводит к уве-
личению электросопротивления с 0,702 до 0,783 ом-мм2/м.

Коэффициент линейного расширения, наоборот, с уве-
личением количества феррита в стали уменьшается, хо-
тя и незначительно. Следует отметить, что коэффициент
линейного расширения стали 0Х18Г8Н2Т после опти-
мальной температуры закалки занимает промежуточное
положение между значениями для ферритных сталей
(9—10-10~с) и аустенитных (15—16 • 10"6) и равен
12 — 13 • 10-6.

Изменение количественного соотношения фаз в ин-
тервале температур 800— 1200сС сопровождается пере-
распределением основных легирующих элементов между
ними (рис. 50).

Содержание легирующих элементов в а-фазе прибли-
жается к среднему их количеству в стали, в то время как
их содержание в у-фазе отклоняется от среднего. Разни-
ца в содержании марганца в обеих фазах уменьшается
(от 2 до 1%) с повышением температуры.

Увеличение содержания аустенитообразующих в ста-
ли (никеля, марганца) в у-фазе подтверждает ранее сде-
ланный вывод о большой стабильности аустенита с
уменьшением его количества в стали, достигаемого по-
вышением температуры нагрева.

4. Мартенситное превращение

При определенных условиях в стали 0Х18Г8Н2Т наб-
людается мартенситное превращение аустенитной сос-
тавляющей.

Так, изменение микротвердости структурных состав-
ляющих в зависимости от степени обжатия от 0 до 90%
показывает, что микротвердость неодинакова для обеих
составляющих (рис. 51). Обжатие выше 60% приводит
к большему увеличению микротвердости аустенита, чем
феррита, что свидетельствует о наличии двух процессов
в аустените — наклепа и уаг-превращения (а2 —

.Отредактировал и опубликовал на сайте: Р 8[ 5 5 I ( Н Е 8 5 О ( )
мартенсит деформации). Наличие превращения подтвер-
ждается повышением магнитного насыщения. Незави-
симо от температуры нагрева и режима охлаждения
(вводе или на воздухе) до комнатной температуры аусте-
нитная составляющая не претерпевает видимых измене-
ний. Это видно на микроструктуре стали 0Х18Г8Н2Т

Рис. 51. Микротвердость
структурных составляющих
стали 0Х18Г8Н2Т

после различных режимов закалки и старения, где аус-
тенит выявляется в виде однородной светлой составля-
ющей (см. рис. «36, 38).

Микротвердость вторичного аустенита, образующего-
ся при старении ферритной составляющей, выше, чем
микротвердость первичного.

- 10850ГОС МО МОМО Мб ООО ГОС МО 900 1000 1100 Т

Рис. 52. Зависимость точки начала мартенситного превращения
(Мп) стали 0Х18Г8Н2Т от температуры:
а — дилатометрические коивыс; б — положение Мн
Химический состав вторичного аустенита отличается
от первичного (см. табл. 8), содержание основных леги-
рующих элементов — хрома, марганца и никеля в нем
ниже.

Степень стабильности аустенита определяется глав-
ным образом содержанием никеля. С повышением тем-
пературы нагрева выше 900(С количество аустенита
уменьшается. При этом, согласно данным микрозонда
(см. рис. 50), уменьшение количества аустенита сопро-
вождается увеличением в нем содержания никеля, что
приводит к повышению его стабильности. Это подтверж-
дают также дилатометрические кривые, полученные пос-
ле нагрева образцов на различные температуры и пос-
ледующего охлаждения до температуры — 196°С (рис.
52, а).

С увеличением температуры нагрева от 900 до 1200°С
точка начала мартенситного превращения (Лк) пони-
жается с —40 до —50сС. Понижение температуры наг-
рева ниже 900°С, соответствующее увеличению количест-
ва аустенита в стали (за счет образования обедненного
никелем вторичного аустенита), ведет к повышению
мартенситной точки до —15°С (рис. 52, б).

В заключение следует отметить, что только длитель-
ное старение в интервале 500—800°С вызывает значи-
тельное изменение свойств стали 0Х18Г8Н2Т. Поэтому
проведение кратковременных технологических операций
при 500 -800'С не оказывает влияния на свойства метал-
ла. При длительных условиях эксплуатации сталь
0Х18Г8Н2Т можно применять только до температуры
400сС во избежание развития охрупчивающих процессов,
характерных для первого интервала структурных прев-
ращений.
Главе V

ПРОМЫШЛЕННОЕ ОПРОБОВАНИЕ СТАЛИ 0Х18Г8Н2Т
(КО-3)

1. Технология производства толстолистовой стали

Выплавка. Опытные промышленные партии толстоли-
стовой стали 0Х18Г8Н2Т были изготовлены па металлур-
гическом заводе «Красный Октябрь» (г. Волгоград).

Сталь 0Х18Г8Н2Т (заводское обозначение КО-3) вы-
плавляли в 25-тонной электродуговой печи по обычной
технологии, принятой для нержавеющей стали Х18Н10Т.

Экспериментальные работы по установлению опти-
мальной технологии выплавки и дальнейшего передела
стали, исследование физико-механических и коррозион-
ных свойств производили на первой опытной плавке
ПО-757.

При выплавке стали использовали переплав отходов
легированных и углеродистых сталей. Отходы легиро-
ванных сталей (0Х17Т, Х25Т, Х14Г14НЗТ, 0Х21Н5Т) со-
ставляли 15 т, отходы углеродистых сталей — 7 т на
плавку.

После продувки газообразным кислородом металл
был раскислен 75%-ным ферросилицием в количестве
16 кг/т, после чего была введена основная масса ферро-
хрома. После расплавления феррохрома окислительный
шлак был удален и наведен новый известковый шлак.
Раскисление шлака производилось ферросилицием. Пе-
ред выпуском металл раскислялся силикокальцием
(0,75 кг!т) и алюминием (1 кг!т). Легирование титаном
производилось в ковше присадкой 65%-ного ферротита-
на. Усвояемость титана составляет 40%. Температура
металла в печи перед выпуском 1570°С, в ковше 1550°С.
Разливка металла в изложницы осуществлялась сифо-
ном под жидким синтети-е^ким шлаком с целью полу-
86
чения более качественной поверхности слитков. Жидкий
синтетический шлак, состоящий из извести и глинозема,
позволяет уменьшить количество неметаллических вклю-
чений и газов в стали.

Полученный химический состав первой опытной плав-
ки (0,07% С; 0,26% 81; 8% Мп; 18,25% Сг; 2,52% М;
0,31% Т1; 0,04% Р; 0,021% 8; 0,004% А1) соответствует
заданным требованиям технических условий (0,08% С;

0,8% 81; 7,5—9,0% Мп; 17,5—19,0% Сг; 1,8—2,5% №;
0,3-0,5% Т1).

В горячем состоянии (выдержка в термос-вагонах
около 2 ч) 4-тонные слитки были переплавлены в нагре-
вательные колодцы блюминга.

Прокатка слитков на блюминге. Нагрев слитков про-
изводится в одноместных колодцах до температуры
1160— 1190°С в течение 4—5 ч; температура начала
прокатки ИЗО—1160°С, конца прокатки 1040—1060°. Раз-
мер слябов 150 X 490 X 1400 мм. Расходный коэффици-
ент по блюмингу составил 1,41.

Прокатка слябов на стане 2200. Для установления
оптимальной температуры нагрева под прокатку на тол-
стый лист слябы стали 0Х18Г8Н2Т были прокатаны по
трем различным температурным режимам:

1-й режим — по технологии прокатки стали
Х18Н10Т: температура нагрева в методической печи
1170— 1180°С, температура начала прокатки 1150 —
1160°С.

2-й режим — по технологии прокатки стали
Х14Н14НЗТ (ЭИ-711): температура нагрева 1140 —
1160°С; температура начала прокатки 1120— 1130°С.

3-й режим — по технологии прокатки стали
Х21Н5Т (ЭИ-811): температура нагрева 1120— 1130°С;
температура начала прокатки 1100—1110сС.

Продолжительность нагрева слябов по всем трем ре-
жимам 5—6 ч.

После прокатки слябов на стане 2200 на листы тол-
щиной 14 мм и 5 мм по всем трем режимам поверхность
листов была чистой, кромки без рванин. Расходный ко-
эффициент 1,28. Часть листов толщиной 14 мм согласно
заводской технологии были прокатаны до толщины 5 мм
на стане 1700. Режим прокатки на стане 1700: темпера-
тура нагрева в печи 1080— 1100еС, температура нача-
ла прокатки 1060сС (по технологии прокатки стали
Х18Н10Т).
* Гм/см*

Таблица 9

ХНеХани веские свойства стали 0Х18Г8Н2Т после различных реЖИМйВ йр&Катки и термической обработки
1 Температурь закажи г С 1 °в . °0,2 в кГ/мм2 1 режиг 1 х б в % и ан. д । Л в кГм/см2 в кГ | 1 а * 1 ? 1 ю режим б % 1 ак. д °н. п. 1 в кГм/см2 | ь 1 <» 1 1 °0,2 /ММ2 3 режи; 6 в % и ан. д С1н. п‘ в кГм.'см2
1 В гор'ячека- 88,0 таном состоянии 950 । 80,5 1000 80,0 1020 78,0 1050 । 78,0 1100 1 74,0 1200 60,5 Примечание. 47,0 43,5 41,0 40,5 43,0 40,5 43,0 5 — обра 29,0 31,0 31,5 35,0 36,0 35,0 32,5 зцы, в 16,5 24,5 24,5 27,0 26,0 27,5 25,0 ырезанш 14,0 86,5 50,5 23,0 80,0 1 20,5 20,5 79,5 1 38,5 21,0 79,0 • 39,0 24,0 1 77,5 । 38,5 23,5 ; 78,0 | 40,0 22,0 62,0 I 39,0 >те из листа вдоль прокат 30,0 32,5 35,0 36,0 35,5 37,0 33,5 а: ан. 16,0 25,0 28,0 29,0 27,5 29,0 27,0 п - обр? 15,0 86,0 23,0 79,5 23,0 77,5 24,0 76,5 25,0 77,0 25,0 73,0 24,0 59,0 зцы, вырезанные 49,5 41,0 37,0 41,0 38,0 37,0 38,5 из лист 28,5 31,0 34,5 35,0 35,0 37,0 28,5 а попер Та 16,5 1 13,0 25,5 19,0 26,0 21,0 26,0 22,0 26,0 . 21,5 28,0 ! 22,5 24,0 । 19,5 юк проката. блина 10

Механические свойства стали 0Х18Г8Н2Т в состоянии поставки
Состояние металла I режим 11 режим
*0,2 б в % ан. д °н. п 1 °в ; %,2 % 1
ан. д , ан. п |___ см2
7— " в кГ /мм2 в кГм/см2 в кГ/мм2 в кГ м
После закалки После закалки и травления .... Нормы по ТУ 1031—63 82,5 84,0 84,5 55 45,0 45,0 42,0 30 31,0 ' 32,5 30,5 15 21,5 20,5 22,5 6 17,5 17,5 1 17,0 । 81,0 ! 41,0 84,0 45,5 84,0 44,5 55 32 31,0 29,0 29,0 15 22,0 21,0 22,0 6 17,5 16,5 18,0
югся незначительно. Оптимальной температурой закал-
ки принята, как и в ранее проведенных исследованиях,
температура 1000‘С.

Нагрев листов под закалку производили в камерной
печи, время выдержки определяли из расчета 2 мин на
1 мм толщины листа, охлаждение в воде производилось
полистно. После закалки разница в соотношении фаз по
ширине листа (край, середина) и по длине составляет не
более 5% (40—45% а-фазы).

После закалки листы подвергли травлению в щелоч-
ном расплаве, состоящем из 60—65% ИаОН и 35—40%
ПаПОз, при температуре 400'С в течение 20 мин. Затем
для окончательного удаления окалины листы подверга-
ли кислотно-солевому травлению в 16—20%-ном раст-
воре Н28О4 с добавкой 3% поваренной соли при темпе-
ратуре 60— 80 С в течение 20—25 мин. Отбелку и пасси-
вацию листов производили в растворе 9—14%-ной
Н28О4 с добавкой 4—5% ПаПО3 при температуре 50—
60сС в течение 5—7 мин. Поверхность листов гладкая,
матовая, ровная, без плен.

Свойства стали в состоянии поставки. Механические
свойства стали 0Х18Г8Н2Т толщиной 5 мм в состоянии
поставки (после закалки с 1000°С в воде, правки и трав-
ления) представлены в табл. 10.

Как уже отмечалось выше, режим нагрева и прокат-
ки на стане 2200 оказывают незначительное влияние на
механические свойства. Режим закалки и травления так-
же не оказали существенного влияния на свойства стали.

Таблица 11

Влияние различных температур отпуска на ударную вязкость
стали 0Х18Г8Н2Т
(толщина листа 14 лж)

Термический обработка (1 в СС) ан в кГм/см? Термическая обработка и в 'с> в кГм/см? п
II режим прокатки III режим прокатки II режим прокатки III режим прокатки
Закалка с 25,0 25,0 550 27,0 27,0
1000°С в воде 600 27,0 23,0
Отпуск при 26,0 30,0 650 24,0 26,0
температуре 700 24,0 25,0
350 750 26,0 26,0
400 25,0 28,0
500 28,0 27,0
Рис. 54. Внешний вид образцов стали 0Х18Г8Н2Т после
испытания на склонность к межкристаллитной кор-
розии

После загиба на 90° трещин и расслоении не обнару-
жено. Поскольку сталь ЭИ-811 на отдельных плавках
после повторных нагревов в течение 1 ч при температу-
рах 500—650°С проявляет склонность к охрупчиванию,
была проверена склонность к охрупчиванию также ста-
ли 0Х18Г8Н2Т в состоянии поставки после дополнитель-
ных повторных нагревов. В табл. 11 представлены дан-
ные по ударной вязкости в зависимости от дополнитель-
ных нагревов (отпуска) в интервале температур 350—
750сС, при выдержке 1 ч и охлаждении с печью.

Данные табл. 11 показывают, что независимо от ре-
жимов прокатки, различные температуры отпуска про-
должительностью не более 1 ч не оказывают существен-
ного влияния на значения ударной вязкости.

Отредактировал и опубликовал на сайте : Р й Е 5 5 I ( Н Е й 5 0 «
Испытание на межкристаллитную коррозию произво-
дилось по методу АМ согласно ГОСТу 6032—58 (продол-
жительностью 24 ч) на образцах размером 5 X 20 X
Х8С мм в следующих исходных состояниях:

1) в состоянии поставки, т. е. после закалки с 1000сС;

2) после закалки с 1200°С;

3) после дополнительного отпуска при 650°С, вы-
держки 1 ч, охлаждения на воздухе (исходные состоя-
ния — закалка с 1000 и 1200°С).

Результаты проверки (по изгибу на 90° и звуку)
подтвердили отсутствие межкристаллитной коррозии.
Поверхность образцов после изгиба гладкая, без тре-
щин (рис. 54).

2. Исследование технологической пластичности

С повышением температуры нагрева соотношение
фаз а и -у в стали 0Х18Г8Н2Т изменяется в сторону уве-
личения количества а-фазы. Повышение температуры от
800 до 1200°С приводит к увеличению а-фазы в стали
0Х18Г8Н2Т от 30% до 75% (см. рис. 47).

Для установления температурных интервалов удов-
летворительной технологической пластичности и реко-
мендации режимов горячей деформации были проведе-
ны испытания при высоких температурах на образцах,
вырезанных из слябов толщиной 150 мм и листов толщи-
ной 5 и 14 мм.

Образцы, вырезанные из сляба и листа толщиной
14 мм, были предварительно нагреты до температур,
имитирующих температуры нагрева слябов и передель-
ной заготовки в цехе при прокатке на стане 2200. Меха-
нические свойства образцов представлены на рис. 55.
Высокая технологическая пластичность стали наблюда-
ется в интервале температур 900—1200°С независимо от
температуры предварительного нагрева (рис. 55, а).

Повышение температуры испытания образцов, выре-
занных из листа, выше 900°С приводит к заметному уве-
личению пластических и уменьшению прочностных
свойств независимо от температуры предварительного
нагрева металла (рис. 55, б). Уровень высокой пластич-
ности сохраняется с увеличением температуры испыта-
ния до 1200'С.

Высокотемпературные испытания стали в состоянии
700 800 960 1000 11ОО 1200 X

Рис. 55. Механические свойства
стали 0Х18Г8Н2Т на различных
стадиях передела:

а — сляб: б —лист толщиной 14 лиг;
в — лист толщиной 5 мм

поставки (толщина листа
5 мм) подтвердили ее высо-
кую технологическую плас-
тичность в диапазоне тем-
ператур 900—1200°С (рис.
55, в).

700 800 300 1000 1100 1200°С

Предварительный нагреб 11!)О"С

—• 1с же 1200°О

Высокая технологическая
пластичность и стабильные
значения механических свойств после различных режи-
мов прокатки позволили рекомендовать более широкие
температурные интервалы начала прокатки от 1100 до
1160°С.

3. Свойства сварных соединений

Работа по изучению свариваемости и свойств свар-
ных соединений стали 0Х18Г8Н2Т проводилась совмест-
но с Институтом электросварки им. Е. О. Патона.

Сварные швы выполнены различными электродами —
из хромоникелевой 06X18Н9Т и хромомарганцевоникеле-
вой 08Х20Н9Г7Т сталей (табл. 12). Сварной шов, леги-
рованный марганцем, по прочности и пластичности не
уступает основному металлу.

Сварка сталей хромомарганцевопикелевым электро-
дом Св-08Х20Н9Г7Т, содержащим до 7% марганца, спо-
Таблица 12

Механические свойства сварного шва стали 0Х18Г8Н2Т

Тип электрода ав в кГ/мм1 а0,2 в кГ/мм* 6 в О/ Ф « %
Св-06Х18Н9Т 73,6 :зб, 1-37,0 39,0—41,0 67,9
Св-08Х20Н9Г7Т 79,9 37,5—39,6 42,5 -47,5 63,5

собствует равномерному распределению марганца в свар-
ном шве и уменьшению тем самым его гетерогенности.
Это повышает коррозионную стойкость сварных соеди-
нений в окислительных средах 120].

Пластины из стали 0Х18Г8Н2Т размером Зх40х
X 500, предназначенные для коррозионных испытаний,

сваривали ручным электродуговым методом с помощью
электродов Св-08Х20Н9Г7Т (ЭИ-613).

°асстояние от линии сплайленил.мм

Рис. 56. Ударная вязкость

сварного соединения стали

0Х18Г8Н2Т

Свойства сварного сое-
динения определяли после
сварки стали (толщиной
листа 12 лм/) ручным элек-
тродуговым методом с по-
мощью электродов ЦЛ-11.
На разном расстоянии от
линии сплавления были вы-
резаны ударные образцы и
испытаны при комнатной
(Ч-20сС) и пониженной
(—40°С) температурах
(рис. 56). При комнатной
температуре испытания

ударная вязкость незначи-
тельно понижается в около-
шовпой зоне, значения ее

соответствуют значениям
ударной вязкости, полученной после высокотемператур-
ной закалки с 1200°С. При пониженной температуре
испытания в околонювно” зоне наблюдается значитель-

ное снижение ударной вязкости, но не ниже 5 кГм/см2
на линии сплавления. Таким образом, сварное соедине-
ние обладает достаточным запасом вязкости в широком
диапазоне расстояний от липни сплавления.

Для изготовления промышленного сварного оборудо-
вания из толстолистовой стали 0Х18Г8Н2Т Институт
электросварки им. Е. О. Патона рекомендует применять
автоматическую сварку с использованием проволоки из

сталей 08Х19Н10Б (ГОСТ 2246—60) или 08Х20Н9Г7Т
(ЭИ-613) в сочетании с флюсом АН-26 и ручную элек-
тродуговую сварку с помощью стандартных электродов
ЦЛ-11 (Св-08Х19Н10Б).

4. Коррозионные свойства стали

Коррозионную стойкость стали КО-3 определяли на
сварном и основном (несварном) металле.

Несварные образцы стали испытывали в закаленном
состоянии, сварные — после сварки без последующей
термической обработки. Испытание производили в азот-
ной кислоте 10, 30, 50 и 60—70%-ной, концентрации при
температурах 50—60°С, 70—80°С и кипения, продолжи-
тельность испытания 150 ч. Коррозионная стойкость
сварного металла почти не отличается от коррозионной
стойкости несварного (рис. 57).

Концентрация с/о

Рис. 57. Коррозионная стойкость сталей в азотном кислоте
(продолжительность испытания — 150 ч)

Сталь ОХ 18Г8Н2Т обладает высокой коррозионной
стойкостью в азотной кислоте до 60%-ной концентрации
при 80гС и до 70%-ной концентрации при 70°С. Однако
в кипящих растворах азотной кислоты скорость корро-
зии резко возрастает с увеличением их концентрации.

В кипящих растворах азотной кислоты до 50%-ион
концентрации скорость коррозии стали 0Х18Г8Н2Т нс
превышает допустимой нормы.

Отредактировал и опубликовал на сайте: НЕ Ш (|[ | ц ।
Рис. 58. Склонность стали 0Х18Г8Н2Т к межкристаллит-
ной коррозии (мкк) и охрупчиванию:
о — нет мкк; х — хрупкие образцы.

Коррозионная стойкость стали 0Х17Т в кипящих
растворах азотной кислоты ниже, а стали 0Х18Н10Т
выше, чем стали 0Х18Г8Н2Т. Высокой коррозионной
стойкостью в кипящей азотной кислоте до 60%-ной кон-
центрации обладает сталь 0Х18Н10Т. В азотной кисло-
те до 60%-ной концентрации при 80сС коррозионная
стойкость определяется содержанием хрома и незначи-
тельно отличается для сталей различных классов.

Следовательно, сталь 0Х18Г8Н2Т является полно-
ценным заменителем стали ОХ 181И ОТ в производстве
азотной кислоты до 50%-ной концентрации при 80°С.

Результаты испытания на межкристаллитную корро-
зию представлены на рис. 58. Образцы, предварительно
закаленные с 1000 и 1200°С в воде, были подвергнуты
провоцирующему отпуску при температурах 500, 600,
700, 800 и 900°С продолжительностью от 10 мин до
100 ч. Области охрупчивания стали КО-3 после предва-
рительной закалки с 1000 и 1200°С и отпуска представ-
лены в виде кривых, ограничивающих их. С увеличением
количества а-фазы в стали (после закалки с 1200°С) об-
ласть охрупчивания сдвинута в сторону более низких
температур.

Результаты испытания показали, что сталь
0Х18Г8Н2Т не подвержена межкристаллитной коррозии
96
в интервале исследованных провоцирующих отпусков.
Проверка сварных образцов показала, что они также не
склонны к коррозии такого вида: поверхность изгиба
околошовной зоны гладкая, звук металлический.

Таким образом, сталь КО-3 можно подвергать сварке
и другим технологическим операциям без последующей
термической обработки, не ухудшая антикоррозионных
свойств металла.

Современное химическое оборудование в большинстве
случаев работает в технологических средах под давле-
нием. Известно, что нержавеющие аустенитные стали
типа Х18Н10Т, Х17Ы12М2Т, обладая высокой общей кор-
розионной стойкостью, весьма чувствительны к корро-
зионному растрескиванию.

Время до полного разрушения аустенитных нержа-
веющих сталей типа Х18Н10, Х16Н15 с различными до-
бавками (Т1, МЬ, Мо) составляет не более 30 ч 137].
Сталь 0Х18Г8Н2Т после различных режимов термиче-
ской обработки была испытана под нагрузкой 25 кГ/мм2
(что составляет 0,75 о0,2 при 150°С) в кипящем 42%-ном
растворе хлористого магния на машине ИНК-1.

Сталь 0Х18Г8Н2Т была испытана в четырех различ-
ных структурных состояниях: закаленном (феррит ф-
4- аустенит) — рис. 59, а; состаренном вязком (фер-
рит + аустенит -К вторичный аустенит) — рис. 59, б;
состаренном хрупком (феррит + аустенит ф- вторичный
аустенит 4- п-фаза) — рис. 59, в и восстановлением
(феррит 4- аустенит) — рис. 59, г. Результаты испыта-
ния показали, что независимо от исходного структурного
состояния эта сталь выдерживает полный цикл испыта-
ния (100 ч) без разрушения. Сталь Х18Н10Т в аналогич-
ных условиях разрушалась уже после 4 ч испытания.

Результаты испытания подтвердили имеющиеся в ли-
тературе сведения, что двухфазная нержавеющая сталь
феррито-аустенитного класса независимо от исходного
состояния обладает более высокой сопротивляемостью
к коррозионному растрескиванию по сравнению с гомо-
генной аустенитной сталью.

5. Изготовление опытно-промышленного химического
оборудования

Химический состав первых промышленных партий
стали 0Х18Г8Н2Т, из которой было изготовлено опыт-
Рис, 59. Микроструктура стали 0Х18Г8Н2Т после испытания на
коррозионное растрескивание:

а — закалка с 1200°С (исходное состояние); б —старение при 70СГС,

1 в —старение прн 700"С, 100 ч: г — 700°С, 100 *+900°С, 1 ч. ХЗОО.

но-промышленное оборудование, представлен в табл. 13.
Он соответствует техническим условиям (ЧМТУ/
ЦНИИЧМ 1031 -63).

Механические свойства сталей различных плавок ма-
ло отличаются друг от друга, почти не зависят от толщи-
ны листа и значительно превосходят нормы, установлен-
ные техническими условиями (табл. 14).

Из толстолистовой стали 0Х18Г8Н2Т было изготов-
лено опытно-промышленное оборудование, предназна-
ченное для эксплуатации в производстве азотной кисло-
ты и органических соединений на ряде химических пред-
приятий. Для улавливания окислов и брызг азотной кис-
лоты концентрацией до 50% при температуре их до 50сС
были изготовлены сварные аппараты («ловушки»). При
98
Таблица 13

Химический состав в % промышленных плавок стали 0Х18Г8Н2Т
завода „Красный Октябрь"

№ плавки с 81 Мп Сг м 8 Р т<
ПО-757 0,07 0,26 8,00 18,3 2,5 0,004 0,021 0,31
161142 0,06 0,32 7,80 17,6 2,3 0,007 0.028 0,47
160476 0,07 0,24 8,26 17,4 2,5 0,005 0,028 0,40
160528 0,07 0,23 8,36 17,6 2,5 0,008 0,030 0,41
160976 0,08 0,29 8,40 17,8 2,4 0,008 0,031 0,35
160049 0,06 0,30 8,0 17,6 2,6 0,005 0,032 0,50
161911 0,07 0,40 7,90 17,8 2.5 0,009 0,025 0,35
161883 0,07 0,22 8,35 17,6 2,7 0,005 0,025 0,39
161863 0,08 0,42 8,40 17,8 2,6 0,008 0,024 0,48

Таблица 14

Механические свойства промышленных плавок стали 0Х18Г8Н2Т
в состоянии поставки (закалка с 1000 С в воде)

№ плавки Толщина листа в мм в кГ/ммй %2 в кГ/мм1 6 в % в кГм/см*
ПО-757 5 80,5 54,0 24,0 23,0
161142 5 72,5 52,0 28,0 18,0
10 73,0 45,0 28,0 24,0
160476 10 79,0 45,5 26,5 18,3
160528 5 80,5 49,0 28,0 21,2
5 74,5 40,5 28,5 19,6
160976 10 75,5 42,0 31,0 20,8
160049 5 71,5 48,5 23,5 18,0
6 68,0 .'38,5 26,5 18,2
161911 5 80,0 50,0 30,0 19,0

изготовлении обечаек, конусов, патрубков (диаметром
30 мм) емкостей (диаметром 300 п 600 мм) различные
технологические операции производились в холодном
состоянии и не вызывали затруднений. Аппараты после
двухгодичных испытаний находятся в хорошем состоя-
нии.

Кроме того, из стали 0Х18Г8Н2Т изготовлены раз-
личные большие емкости (сборника растворов мочеви-
ны, аммиачной селитры, сепараторы, адсорберы, танк
для приготовления и хранения меланжа и т. д.), пред-
назначенные для длительных сроков эксплуатации (при-
готовления или хранения различных агрессивных раст-

Отредактировал и опубликовал на сайте
воров). Поскольку эта сталь обладает хорошей свари-
ваемостью, то ее можно применять и с другими сталя-
ми. Была изготовлена комбинированная промывная
башня нитролеумного отделения из стали 0Х18Г8Н2Т
(низ башни) и ЭП-53 (верх башни). После годичного
испытания башня находится в хорошем состоянии.

Сварка оборудования производилась либо автомати-
ческим методом с помощью электродов Св-06Х18Н9Т
под флюсом АН-26, либо ручным — электродом ЦЛ-11.

Ниже приведен перечень типичного химического обо-
рудования, изготовленного из стали 0Х18Г8Н2Т:

ловушки для улавливания окислов и брызг азотной
кислоты до 50%-ной концентрации при температуре до
50°С;

репульпаторы емкостью 4 л!3 для получения и хра-
нения нитридного раствора марганца;

желоба для транспортировки пульпы;

трубопроводы 0 273 мм, толщиной 5 мм, длиной до
6 м (среда — азотной кислоты до 50%-ной концентра-
ции);

трубопроводы для всасывания добавочного воздуха в
компрессорах (взамен стали Х18Н9Т);

сборник раствора мочевины (70%-ный раствор моче-
вины; температура 60°С; давление 2 атм)\

сепаратор скруббера нейтрализации производства
аммиачной селитры (смесь аммиачной селитры с азот-
ной кислотой; температура 80сС);

сборник раствора сульфата аммония (70%-ный раст-
вор сульфата аммония; температура 60—80сС);

пластины клапанов углекислотных и азотноводород-
ных компрессоров;

адсорбер;

вакуумно-испарительная установка с гидрозатвора-
ми;

купола башен кислой адсорбции (30 — 40°С);

корзины контактных аппаратов (нитрозный газ, тем-
пература 80сС);

танк для приготовления и хранения меланжа (98%-
пая азотная кислота +92%-ная серная кислота);

промывная башня нитролеумного отделения (60—
65%-ная кислота; температура 40°С);

коллектор мышьяково-содового раствора (темпера-
тура 40°С; давление 6 атм);

окислительная башня (55%-ная азотная кислота +
нитрозный газ, температура 3()°С; давление 1,5 атм);

Сталь 0Х18Г8Н2Т можно поставлять в виде толстых
и тонких листов, труб.

Применение стали 0Х18Г8Н2Т взамен стали
0Х18Н10Т дает экономию никеля около 80 кг на 1 т
стали. Если же учесть, что прочность стали 0Х18Г8Н2Т
в 1,5 выше, чем стали ОХ 18111 ОТ, то экономия будет
еще большей за счет уменьшения толщины стенок изде-
лий.

Стоимость сутунки из стали 0Х18Г8Н2Т составляет
442 руб!т, из стали 0Х18Н ЮТ — 727 руб{т; стоимость
листа толщиной 6—10 мм соответственно равна 568 и
803 руб 1т.

Рациональное использование экономно легированных
никелем нержавеющих сталей взамен высоконикелевых
даст большую экономию государственных средств.

ЛИТЕРАТУРА

I. Алексеенко А. Ф. Структура и свойства теплостойких
конструкционных и нержавеющих сталей. М., Оборонгиз, 1962.

2. Бабаков А. А. и др. Улучшение технологии производст-
ва высокохром истого толстого листа. «Сталь», 1957, № 6.

3. Бабаков А. А. и Жадан Т. А. Применение недефицит-
ных высокохромистых нержавеющих сталей. «Химическое машино-
строение», 1960, № 4.

4. Бабаков А. А. и др. Влияние углерода на свойства нер-
жавеющей стали. Сб. «Специальные стали и сплавы», вып. 35 М.,
Металл ургизд ат, 1963.

5. Банных О. А., К о в н е р и с т ы й Ю. К. и 3 у дин И. Ф.
Хромомарганцовистые теплоустойчивые стали с алюминием. М., «На-
ука» 1965.

6. Б о р з д ы к а А. М., Э с т у л и н Г. В. Фазовые превращения
в аустенитной стали при длительном старении. «Сталь», 1950, № 1.

7. Вы кл и цкий М. Хромомарганцевые коррозионностойкие
стали с двухфазной структурой. «Гутницки листы», 1962, № 11.

8. Вы клиц кий М. Крал ик Ф. и Тума Г. Распределение
элементов в а- и у-фазах хромоникелевых аустенитно-ферритных
сталей. «Автоматическая сварка», 1964, № 2.

9. Григорьев А. Т. Сплавы железа с хромом и марганцем.
М., Изд-во АН СССР, 1952.
10. Г р игорьс в \. Т., Кудряв ц с в Д. Л. и Г у д з е в а Н. М
Превращение а<1*у в системе железо-хром-марганец. «Журнал
прикладной химии-». Г 23. вып. 6. 1950.

11. Гуд ре мои Э. Специальные стали. Т. I. М., Металлургиз-
дат, 1959.

12. Гуляев А. II. Термическая обработка стали. М., Машгиз.
1960.

13. Гуляев А. П. и Жадан Т. А. О возможности замены
никеля марганцем в двухфазных нержавеющих сталях. Сб. «Спе-
циальные стали и сплавы», вып. 39, М., «Металлургия», 1965.

14. Гуляев А. П. и Жада н Т. А. Исследование свойств ста-
ли. Сб. «Специальные стали и сплавы», вып. 46, М_, «Металлургия»
1966.

15. Г у л я с в А. И. и М и р о ш н и к о в а К. Е. Межкристаллитная
коррозия некоторых нержавеющих сталей. «Металловедение и тер-
мическая обработка металлов» 1965, № 12.

16. Дятлова В. II. Коррозионная стойкость металлов и спла-
вов. Справочник. М., «Машиностроение», 1964.

17. Жадан Т. А. и Бабаков А. А. Структура и свойства
.хромомарганцевых нержавеющих сталей. Сб. «Специальные стали
и сплавы», вып. 39, М., «Металлургия», 1965.

18. Жадан Т. А. Промышленное опробование стали КО-3 и
ее структурные особенности. Сб. «Специальные стали и сплавы»,
вып. 46, М., «Металлургия», 1966.

19. Каховский Н. И. и Фартушны й В. Г. Влияние мар-
ганца на структуру и свойства высокохромистых сварных швов. «Ав-
томатическая сварка», 1966, № 6.

20. Каховский Н. И. и Ющенко К- А. Влияние феррито-
образующих элементов на свойства хромоникелевых сварных швов.
«Автоматическая сварка», 1964, № 10.

21. К о л о м б ье Л. и Г о х м а н И. Нержавеющие и жаропроч-
ные стали. М., Машгнз, 1958.

22. Кот р ел л А. X. Дислокация и пластическое течение в
кристаллах. М., Металлургиздат, 1958.

23. Крамаров А. Д. Производство стали в электропечах. М
«Металлургиздат», 1964.

24. Курдюмов Г. В. Металловедение и термическая обработ-
ка. М., Машгиз, 1961.

25. Л е в и н И. А., Межкристаллитная коррозия. М, Машгиз,
1960.

26. Левин И. А и Кочергин Д. Г. Влияние титана на стой-
кость к межкристаллитной коррозии феррито-аустенитных сталей.
«Металловедение и термическая обработка», 1964, № 10.

27. Лященко Б. Г. и Оке н ко А. П. Нейтроноструктурный
анализ стали Х25. «Физика металлов и металловедение», 1964, том
18, № 4.

28. Одинг И. А. Теория дислокаций в металлах и ее примене-
ние. «Известия АН СССР», 1959.

29. Попова Н. М. Карбидный анализ стали. М., Оборонгиз,
I 1957.

30. Пот а к Я. М. Хрупкие разрушения стали и стальных изде-
лий. М.» Оборонгиз, 1955.

31. П р и д а н ц е в М. В. и Б а б а к о в А. А. Нержавеющие ста-
ли с пониженным содержанием никеля, «Сталь», 1962 № II.

I
32. Проко 1пк ин Д. А. и др. Легирование хромомарганцовнс-
той нержавеющей стали. М.. Изд-во АП СССР, 1961.

33. Рид В. Т. Дислокации в металлах. М., Металлургиздат,
1957.

34. Р о м а н о в В. В. Коррозионное растрескивание металлов.
М., Машгиз, 1960.

35. Спиридонов В. Б. и др. Электронно-микроскопическое
исследование стали. «Металловедение и термическая обработка»,
1965, № 3.

36. Стали с пониженным содержанием никеля. Справочник. М.,
Металлургиздат, 1961.

37. Туф а но в Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих
сталей. Справочник. М., «Металлургия». 1969.

38. Химушин Ф. Ф. Нержавеющие стали, М., Металлургиз-
дат, 1963.

39. Шапиро М. Б. и Вол и ков а И. Г. Соотношение гита-
на и углерода в нержавеющих сталях. «Металловедение и терми-
ческая обработка», 1964, № 10.

40. Шварц Г. Л. и К ри сталь М. М. Коррозия химической
аппаратуры. М., Машгиз, 1958.

41. Шевандии Е. М. и Разов И. А. Хладноломкость и пре-
дельная пластичность металлов в судостроении. М., «Судостроение»,
1965.

42. Эд с трем И. У. Новые стали и сплавы как конструкцион-
ный материал для химической промышленности. Изд. ВИНИТИ, 1965.

43. Юферов В. И. О технологической пастичности нержаве-
ющих и жаростойких сталей, «Металловедение и термическая об-
работка». 1968. № 2.

44. В г 0 К 1 Г. АгсЫу Гиг баз ЕкепЬйНетуезеп. 10, 1936—37.

45. Г г а п к я Р., В 1 п б с г АУ-, ТЬо т рзо п Р. Тгапя. Агпег.
8ос. Гог Ме1а18, V. 47, 1955.

46. КгеГпег И. Агс1п Гиг баз ЕГвепЬйНепкуезеп, 28, К 2, 1957.

47. К с V/ е 1 1 И. Ме1а1 Ргоргеяз, 49, И 5, 1946.

48. ИГско18оп М. 5атап8 С., СЬог181есу Г.. Тгапя.
Атег. 8ос. Гог МсГак, V. 44, 1952.

49. 8 с 11 пи 6 1 М., Бер а Г Н. АгсГпс Гйг баз ЕГзепЬиПетус-
8СП. И 7, 1937.

50. Та кеб а 8., И ара! И. Ме1. Рас. Епр. Иароуа Ипк.,Ы 8,
1956.

51. ДУНИатз К.. Р а г 1 оп И. I. коп 81ес1 Гня1, V. 185, 1957.

Отредактировал И опу6лиювап на ийтв м ( ( (
ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение................................... 3

Глав® I. Структурные особенности и свойства феррито-аусте-
нитных нержавеющих сталей ............................ 5

1. Характеристика двухфазных нержавеющих сталей фер-
рито-аустенитного класса................... . . 5

2. Системы, содержащие марганец........................12

3. Фазовые превращения в феррито-аустенитных сталях и
склонность их к охрупчиванию............................14

4. Коррозионная стойкость двухфазных сталей .... 21

Глава II. Изыскание оптимального состава двухфазной нер-
жавеющей стали. ................................... . 29

1. Структурные диаграммы хромомарганце вых и хромо-
марга нцевоникелевых сталей.............................31

2. Влияние температуры закалки на фазовый состав и
свойства хромомарганцевых и хромомарганцевопикеле-
вых сталей.............................................33

3. Влияние углерода и титана на склонность хромомар-
ганцевоникелсвых двухфазных сталей к межкристал-
литной коррозии и охрупчиванию.........................41

Глава III. Исследование стали 0Х18Г8Н2Т ... 50

1. Влияние фазового состава на структуру и свойства
стали...................................................52

2. Влияние старения на фазовый состав и свойства стали 59

3. Влияние соотношения фаз на склонность стали к хлад-
ноломкости и межкристаллитной коррозии .... 66

Глава IV. Структурные превращения и охрупчивание стали
0Х18Г8Н2Т............................................ 69

1. Первый интервал структурных превращений . . 69

2. Второй интервал структурных превращений ... 72

3. Третий интервал структурных превращений ... 80

4. Мартенситное превращение ...........................83

Глава V. Промышленное опробование стали 0Х18Г8Н2Т
(КО-3)................................................86

1. Технология производства толстолистовой стали . 86

2. Исследование технологической пластичности ... 92

3. Свойства сварных соединений . .............93

4. Коррозионные свойства стали .................95

5. Изготовление опытно-промышленного химического обо-
рудования .............................................97

.Литература................................................Ю1