СВОЙСТВА И НАЗНАЧЕНИЕ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

В литературе используют разные классификации коррози­онностойких (нержавеющих) сталей и сплавов. В зависи­мости от химического состава стали и сплавы разделяют на классы по основно­му составляющему элементу: хромистые, хромоникелевые, хромомарганцевые, хро – моникельмолибденовые и др.

Наиболее распространено подразделение по структур­ным признакам. В зависимости от структуры стали подразделяют на классы: ферритный, мартенситный, аустенитный, феррито-мар – тенситный, аустенито-мартенситный, аусте – нито-ферритный. В отдельный класс обычно выделя­ют коррозионностойкие сплавы на основе никеля (никеля и хрома, никеля и молибдена).

Отметим, что подразделение сталей на классы по струк­турным признакам условно и проводится в зависимости от

18* 275 Основной структуры, полученной при охлаждении сталей на воздухе после высокотемпературного нагрева. Состав кор­розионностойких сталей регламентируется ГОСТ 5632—72, а механические свойства — соответствующими ГОСТами на полуфабрикаты, например ГОСТ 7350—77 (толстый лист), ГОСТ 5582—75 (тонкий лист), ГОСТ 5949—75 (сортовой прокат) и т. д.

Некоторые стали или виды продукции поставляют по ТУ, согласованным между заказчиком и изготовителем.

Состав, режимы термической обработки, механические свойства и коррозионная стойкость н некоторых средах наиболее распространенных коррозионностойких сталей приведены в табл. 33.

Как указывалось выше, для придания коррозионной стойкости в сталь вводят не менее 12 % Cr. В зависимо­сти от соотношения углеро­да и хрома (рис. 166) стали могут иметь ферритную (08Х18Т, 12X17, 15Х25Т, 15X28), феррито-мартенсит – ную (08X13, 12X13) и мар – генситную (20X13, 30X13, 40X13) структуру. Стали с более высоким содержанием углерода имеют в структуре мартенсит и карбиды, оста­точный аустенит и относят­ся к инструментальным.

1. Мартенситные и мартен – сито-ферритные стали

15X28

Рис. 166. Структурные классы ста­лей в системе Fe—Cr—С н положе­ние на диаграмме промышленных хромистых сталей (А. П. Гуляев)

Мартенситные и мартенсито – ферритные стали обладают хорошей коррозионной стойкостью в атмосферныхусловиях, в слабоагрессивных средах (в слабых растворах солей, ки­слот) и имеют высокие механические свойства (табл. 33). В основном их используют для изделий, работающих на из­нос, в качестве режущего инструмента, в частности ножей, для упругих элементов и конструкций в пищевой и химиче­ской промышленности, находящихся в контакте со слабо­агрессивными средами (например, 4—5|%-ная уксусная ки­слота, фруктовые соки и др.). Эти стали применяют после закалки и отпуска на заданную твердость. Благодаря ма­лой критической скорости закалки стали 30X13, 40X13 за­каливаются на мартенсит при охлаждении на воздухе (рис. 167). Закалку изделий из этих сталей проводят от темпера­тур 950—10200C, так как только выше этих температур происходит полное растворение в аустените карбидов Сг2зС6. После закалки стали отпускают на требуемую твер­дость. Так, после закалки сталь 40X13 имеет твердость

/ 10 Wz IO1 W11Tfi

Рнс. 167. Диаграмма изотермического распада переохлажденного аустенита ста­ли 40X13 (А. П. Гуляев, Т. Б. Токарева):

1 — закалка в масло; 2 — охлаждение иа воздухе; 3 — охлаждение в печн

Рнс. 168. Влияние температуры отпуска иа коррозионную стойкость стали 10X13 в тумане 20 %-иого раствора NaCl

HRC 56—58, после отпуска при 200—300 0C HRC 50, а по­сле отпуска при 600 0C HRC 32—34. В интервале 480— 520 0C наблюдается существенное снижение пластичности и ударной вязкости сталей из-за развития отпускной хрупко­сти.

После закалки стали имеют высокую коррозионную стойкость. Отпуск при 200—400 0C проводят для снятия внутренних напрй^кений; он не оказывает влияния на кор­розионную стойкость. При отпуске выше 500 0C происходит распад мартенсита на феррито-карбидную смесь и выделе­ние карбидов типа Ме2зСв, структура стали становится ге­терогенной, ферритная матрица обедняется хромом, корро­зионная стойкость резко снижается (рис. 168). Отпуск при более высоких температурах повышает коррозионную стой­кость. Чем больше в стали углерода, тем больше выделя­ется карбидов хрома и тем сильнее снижается коррозион­ная стойкость. В связи с этим в практике используют стали

Со ео

S g

I I

Я<е

«

8Voa BEMadon

° ч

ОН вви-%05

8Й» со о в

SS

‘OS’H век-%1

О. &

TONH ВВИ-%В

«о

<N €

«0 С

Я о

?

И"

H

О О.

XO

О <?

О ^

ST

S

S

V H

S я

S

V

О.

И &

S >>

О. в

Другие

Чгг

I ?

А ь

S S

Z

M

Й> Oi S

Я

СО

И

* О.

I

О

S

Е-

O

I 1

2SouSou I SoSQ § м

N JS U ^ U

U Я S1O) S1

? ge S в

О) «в L4 Я H

Го ого о

Q.

О

QOao

Г – coco

Со M оо

OO

I—t

О

OO

OOt-

Т-Ч I

C-COO

I

To

О

OO

00 г» со

Со м

I

Со

Со со

СО СО

!

S

StS

Tf 00 о г – г>»

To to

Irt

To

CS

О coo

СО СО tT

О ою

Tf ТГ ТГ

To

Irt

I 0S9 1

Ю со

OO J

SS >

OOQ

I

I

I 0S8 I

OO t"- ю

ООО

Ю irtS

ООО Tf со (N

Ю С5 со

О ю

1

OO OO OO COiO

A M

О о Sx Sx в в

И H

О Г1

О ° " "

IiSii

S – «О & 3® и « ¦о, Й м м и ¦ 5 ™ ч ч о S s»« м к S в м и h « H СО я 3 и ОГОГО

Уи

= 5

Si

S «

0 в

1 С

Sw

S-S «5

Н

(в U

U S »

S H

Щ S

S s

M S

И о S s

2 м я о

5

П Qi

X <? ш S

T – й

U g о

Со

Ч

CS M

Се

M

О о

U

« о

1

S SSS

TOC \o "1-3" \h \z о 222

О се се се

G И И И

В Ч Ч ч

5 се се се

J аа*

2 се се в

<j „

I I I

I I I

«А Л Л

ООО о о

VVV V V

Sa

S S

Ю р. « §•

Нв

& S

Еч

X X

»

O5Ss: и SXu <

CQ

XXX X

XX

Счсо

~ о

5 гасосо а>

Nid

Нн „ ^ttfjw (^n]) 4< JnA il

Ой

Ст: со ю ю

Со Л dJ>J> A J,

If* T-I СЧ

ООО

HH t-ooin

XXX

К Я

S

О. «в S

0 и S

1

А.

Х 3 ж

H

<U (Q

И

S S

M я в s о «

Я

О ец

UU

OO,,

SinU

COO

WKg’

В я™ SfSf I се «Л

S

Ж и I–

Ч ч ее ее U SSg о, сь S OOt-

KXO

Cnj оо irt

С переменным содержанием углерода и хрома: чем выше в стали содержание углерода, тем больше требуется хрома для обеспечения необходимой коррозионной стойкости.

Так, если при 0,15 % С необходимо 12—14|% Cr, то при 0,2—0,4 % С 13—151% Cr, а при 0,6—1,0 % С, 14—16 % Cr. Сталь 12X13 относится к феррито-мартенситным и имеет в структуре 10—15 % б-феррита. После закалки от 1030— 1050° и отпуска при 680—700 0C структура стали представ­ляет собой феррито-карбидную смесь; комплекс механичес­ких свойств ее высокий. В стали 08X13 а-*-у-превращение при нагреве происходит только частично, поэтому она склонна к неполной закалке, a стр;уктура стали после бы­строго охлаждения состоит из феррита и небольшого коли­чества низкоуглеродистого мартенсита, который при отпус­ке распадается на феррито-карбидную смесь. Стали 12X13 и 08X13 имеют более высокие пластические и технологиче­ские свойства; их широко применяют для сварных изделий, работающих в слабоагрессивных средах.

2. Ферритные стали

Эти стали применяют для изготовления изделий, работаю­щих в окислительных средах (например, в растворах азот­ной кислоты), для бытовых приборов, в пищевой, легкой промышленности и для теплообменного оборудования в энергомашиностроении.

Ферритные хромистые стали имеют высокую коррози­онную стойкость в азотной кислоте, .водных растворах ам­миака, в аммичной селитре, смеси азотной, фосфорной и фтористоводородной кислот, а также в других агрессивных средах.

Коррозионная стойкость сталей ферритного класса повы­шается с увеличением содержания в них хрома, уменьше­нием содержания углерода и азота. В зарубежной практи­ке разработаны стали с низким суммарным содержанием углерода и азота (0,025—0,0351%), содержащие 18—28 % Cr и 2—4 ‘% Mo, стабилизированные Ti или Nb. Эти стали на­зывают суперферритами; они имеют высокую стой­кость во многих агрессивных средах, стойки против корро­зии под напряжением, питтинговой и щелевой коррозии. В стали типа 12X17 при высокотемпературном нагреве воз­можно образование аустенита, количество которого зависит от содержания углерода. Только при С^0,03 % в струк­туре стали наблюдается чисто ферритная структура. Наи­большее количество аустенита образуется при температу-

\

Pax 1000—IlOO0C, при более высоких температурах содер­жание аустенита снижается (см. рис. 153).

Образование аустенита в сталях этого типа нежелатель­но, так как при охлаждении происходит мартенситное прев­ращение, что повышает твердость, снижает пластичность сталей, вызывает склонность к МКК. Для предотвращения этого явления уменьшают содержание углерода или вводят титан, ниобий, молибден (стали 08Х18Т, 015Х18М2Б), ко-

Рнс. 169. Схема термической обработки ферритных хромистых сталей (Е. А. Улья – нин):

I — МКК; II — выделение а-фазы; III — развитие 475°-хрупкостн

Торые способствуют получению однофазной структуры, а об­разование карбидов титана и ниобия снижает склонность к росту зерна и улучшает коррозионную стойкость, в част­ности, сварных швов.

Термическая обработка ферритных сталей зависит от конкретных условий производства и эксплуатации (рис. 169). Для того чтобы избежать хрупкости при 475 0C, выде­ления а-фазы и склонности к МКК, применяют отжиг при 560—800°С (рис. 169,6) с учетом временных характеристик ^min и Tmfn или закалку с нагревом в интервале 870—950°С в течение 1 ч с охлаждением в воде (рис. 169,в).

Хромистые стали ферритного класса можно с успехом использовать при работе в агрессивных средах в интерва­ле температур 100—3500C, который ограничен с одной сто­роны хладноломкостью, а с другой — началом развития хрупкости 4750C.

Недостатками хромистых сталей ферритного класса яв­ляются: склонность к росту зерна при нагреве; хрупкость при 4750C или вследствие выделения сг-фазы; сравнитель­но невысокие характеристики прочности и жаропрочности; ограниченные технологические возможности по горячей об­работке в связи с требованием обеспечения сравнительно мелкого зерна и, следовательно, низкой температуры окон­чания деформации; трудности в обеспечении свариваемости и коррозионной стойкости сварных швов.

3. Аустенитные стали

Хромоникелевые стали. Введение в сталь никеля сильно расширяет у-область, снижает температуру мартеиситного превращения и при 8(% Ni сталь с 18 % Cr и 0,1 % С пере­ходит в класс аустенитных. Мартенситная точка Mb при охлаждении для этих сталей лежит несколько ниже комнат­ной температуры, а мартенситная точка при деформации Мд — выше.

Точное положение Mn сталей типа 18-8 определяется со­отношением хрома, углерода, никеля и примесей в стадии меняется в широких пределах от 0 до (—180)-^(—190) 0C.

Мартенсит может быть получен пластической деформа­цией или обработкой холодом. Важно отметить, что состав 18 % Cr—8|% Ni при 0,1 % С требует минимального количе­ства никеля (рис. 170) для обеспечения аустенитной струк­туры, т. е. является наиболее экономически выгодным, что и определило широкую распространенность сталей этого типа.

Основным преимуществом сталей аустенитного класса являются их высокие служебные характеристики (проч­ность, пластичность, коррозионная стойкость в большинстве рабочих сред) и хорошая технологичность. Поэтому аусте­нитные коррозионностойкие стали нашли широкое приме­нение в качестве конструкционного материала в различных отраслях машиностроения.

В хромоникелевых аустенитных сталях промышленных плавок возможны следующие фазовые превращения: 1) об­разование карбидных, карбонитридных фаз и сг-фазы при нагревах в интервале 650—850 0C; 2) растворение этих фаз при нагреве до более высоких температур (1100—1200°С); 3) образование б-феррита при высокотемпературных нагре­вах; 4) образование а – и е-мартенситных фаз при охлаж­дении и пластической деформации.

Выделение карбонитридных фаз происходит преимуще­ственно по границам зерен, что снижает пластичность ста­лей и их сопротивление МКК. Резко охрупчиваются стали при образовании а-фазы.

Присутствие в структуре стали 6-феррита отрицательно сказывает­ся иа ее технологичности, особенно при горячей обработке давлением. Поэтому в сталях, подвергающихся прокатке, ковке, штамповке, при повышенных температурах количество 6-феррита строго лимитируется-

Рис. 170. Схема термической обработки ауетенитиых нержавеющих сталей1 (Е. А. Ульянин):

А — нестабилизированных; 6 — стабилизирующих Ti или Nb

Так, в сталях типа 10Х18Н9Т при нагреве до 1200 0C может образовать­ся до 40—45 % 6-феррита, а в сталях 10Х18Н10Т, 10Х18Н12Б до 15— 20 % б-феррита. Поэтому при выплавке этих сталей требуется обеспе­чить отношение Cr/Ni<l,8, что гарантирует образование не более 10— 15 % 6-феррита.

Ниобий и титан, находясь в твердом растворе (аустените), снижают температуру мартенситного превращения, а при выделении их в карбо – иитридиых фазах происходит обеднение аустенита углеродом и азотом,, и мартенситиая точка повышается.

Присутствие б-феррита понижает мартенситную точку, так как при его образовании происходит перераспределение легирующих элементов и у-фаза обогащается аустеиитообразующими элементами.

Целью. термической обработки является получение аус­тенитной структуры, снятие внутренних напряжений и уст­ранение склонности к МКК, которая возникает при сварке, горячей обработке давлением или других технологических операциях.

Термическая обработка иестабилизированных титаном и ниобием хромоникелевых аустенитных сталей (например, 12Х18Н9) заключается в закалке из однофазной аустенит­ной области (от IOOO0C) в воду (закалка без полиморфно­го превращения) (см. рис. 170,а). Считается, что закалку следует проводить от температур несколько выше темпера­туры растворения хромистых карбидов (7р), причем чем выше содержание углерода в стали, тем от более высоких температур проводят закалку.

Стали, стабилизированные титаном или ниобием, зака­ливают из двухфазной области аустенита и специальных карбидов TiC (или NbC), причем температура закалки не зависит от содержания углерода и составляет обычно 1000—IlOO0C, чаще всего 1050°С (см. рис. 170,6). Более высокие температуры нецелесообразны из-за возможного роста зерна и начала растворения специальных карбидов.

После закалки стали приобретают оптимальное сочета­ние характеристик механических свойств и коррозионной стойкости.

Недостатком закалки является необходимость нагрева до высоких температур, быстрого охлаждения, что часто трудно технологически осуществить и вызывает коробле­ние конструкции. Стабилизирующий отжиг для сталей без титана и ииобия (рис. 170, а) преследует цель повышения концентрации хрома на границе аустенит — карбид, что приводит сталь в состояние высокого сопротивления МКК. Несмотря на присутствие карбидов хрома в сталях после отжига при 850—950 °С, они не склонны к MKK-

Для сталей, легированных титаном и ниобием, в процес­се отжига возможно превращение карбидов хрома в специ­альные карбиды TiC или NbC, что также, устраняет склон­ность к MKK (см. рис. 170,6). Температура стабилизиру­ющего отжига обычно составляет 850—950 0C. Отжиг до­пускает бодее медленное охлаждение, обычно на воздухе, и более эффективен для стабилизированных сталей.

Хромомарганцевоникелевые и хромомарганцевые стали. Марганец, как и никель, является аустенитообразующим элементом, однако он обладает менее сильным действием на стабилизацию аустенита. Из рис. 171 видно, что аусте- нитиую структуру в Cr—Mn сталях можно получить только при содержании >15,% Mn и <15 % Cr. При других соот­ношениях легирующих элементов структура сталей получит­ся двухфазной (аустенит+феррит или мартенсит или а-фа~ за). Поэтому при замене никеля марганцем приходится по­нижать содержание хрома или заменять никель частично, или дополнительно легировать стали таким сильным аусте – нитообразующим элементом, как азот. В табл. 33 приведе­ны состав и свойства хромомарганцевой стали с азотом 10Х14АГ15 (0,15—0,25 % N) и хромомарганцевоникелевой

Стали 10Х14Г14Н4Т, нашедших применение в промышленности (в основном в торговом и пи­щевом машиностроении). Кро­ме этих сталей, применяют так­же стали 20Х13Н4Г9, 12Х17Г9АН4 и др.

Коррозионная стойкость is Mn хромомарганцевых и хромо-

Марганцевоникелевых сталей

Рис. 171. Структурная диаграм – ВО МНОГИХ ЭГреССИВНЫХ среДЭХ

За\алГеотЫп^сгТГф?0хие достаточно высокая, однако в мушии) • средах высокой агрессивности

(например, азотная кислота, среды с галогенами, сульфа­тами, сульфидами) марганец оказывает отрицательное влияние на сопротивление коррозии.

Поэтому коррозиониостойкие хромомарганцевые стали следует применять только после тщательных испытаний на коррозионную стойкость в рабочей среде. В настоящее вре­мя в технике накоплен большой опыт по рациональному использованию сталей с частичной или полной заменой ни­келя марганцем в качестве коррозионностойкого материала.

При нагреве этих сталей (550—800 0C) в них по границам зерен вы­деляются карбиды типа Сг2зСб, при этом скорость процессов выделения определяется содержанием углерода. При наличии в сталях азота ста­билизация титаном не устраняет склонности к МКК, так как могут об­разовываться нитриды титана. Поэтому для предотвращения склонности к MKK в этих сталях требуется понижать содержание углерода «0,03 %).

Хромомарганцевые стали имеют более высокие прочностные свойст­ва, чем хромоникелевые, и большую склонность к образованию мартен­сита при деформации. Следует отметить, что хромомарганцевые аусте­нитные стали сильнее упрочняются при пластической деформации, чем хромоникелевые, даже без учета мартенсита деформации, т. е. при дефор­мации выше Mn. Это обычно связывают с вероятностью образования и величиной энергии дефектов упаковки: никель повышает, а марганец понижает вероятность образования дефектов упаковки в аустените.

Термическая обработка этих сталей заключается в за­калке от 1000—IlOO0C с целью обеспечения аустенитной структуры, снятия предшествующего наклепа и устранения склонности к МКК.

Выдержка под закалку хромомарганцевых сталей дол­жна быть минимальной, так как марганец имеет тенденцию к избирательному окислению при высоких температурах, в результате чего поверхностные слои обедняются марган­цем и могут приобретать феррито-аустенитную структуру, что является нежелательным явлением. Эти стали применя­ют как заменители хромоникелевых сталей в средах сред­ней агрессивности, их используют в широких диапазонах температур.

4. Аустенито-ферритные и аустенито-мартенситные стали

Аустенито-ферритные стали. Преимущество сталей этой группы — повышенный предел текучести по сравнению с аустенитными однофазными сталями, отсутствие склонно­сти к росту зерна при сохранении двухфазной структуры, меньшее содержание остродефицитного никеля и хорошая свариваемость, меньшая склонность к МКК. Состав, режи­мы термической обработки и свойства некоторых аустени – то-ферритных сталей приведены в табл. 34.

Повышенное сопротивление MKK объясняют более мел­козернистой структурой двухфазных сталей, что приводит к меньшей концентрации карбидных фаз по границам (вы­делением карбидов типа Me23C6 на границе б—у-фаз). По­скольку условия проявления MKK в этих фазах разные, то – концентрация хрома в приграничных участках не опуска­ется ниже допустимого уровня. Так как концентрация уг­лерода в аустените выше, чем в феррите, карбиды выделя­ются по границам, не образуя непрерывной сетки.

Аустенито-ферритные стали находят широкое примене­ние в различных отраслях современной техники, особенно – в химическом машиностроении, судостроении, авиации.

Принципиальное отличие сталей аустенито-ферритного – класса в том, что благодаря более высокому содержанию в них хрома аустенит становится более устойчивым по от­ношению к мартенситному превращению, хотя полностью – исключить возможность образования мартенсита в этих сталях не всегда удается.

Аустенито-ферритные стали весьма сложны по химиче­скому составу, могут иметь в структуре различное соотно­шение аустенитной и ферритной фаз. В них могут происхо­дить следующие основные фазовые превращения:

Таблица 34. Состав и механические свойства аустеиито-ферритных и аустенито-мартенситных коррозионностойких сталей

Марка стали

Содержание основных элементе®, %

Режим термической

0B

Б

Ч>

С

Cr

Nl

ДРУ – гие

Обработки

МПа

%

Аустенито-ферритные стали

•08Х22Н6Т

<0,08

21—23

5.3—

(5С—

Закалка 1050 0C

680

419

38

45

6.3

0.65) Ti

Деформация 35 %

1350

1200

8

Ю8Х21Н6М2Т

<0,08

20—22

5.5-

1,8—

Закалка 1050 °С

720

440

50

55

6,6

2,5 Mo

0,2-

0,4 Ti

Ч18Х18Г8Н2Т

<0,08

17—19

1,8—

0.2-

Закалка 1000 °С

880

470

29

45

2,8

0.5 Ti

7.9-

9,0 Mn

Аустенито-мартенситные стали

07Х16Н6

0,05—

15,5—

5,0—

Закалка IOOO0C

1100

900

20

67

0,09

17,5

8,0

Обработка холодом

—70 0C1 2 ч, отпуск

350 "С

•09Х15Н9Ю

<0,09

14—16

7,0-

0.7—

Закалка 975 "С, об­

1250

1000

20

56

9,4

1.3 Al

Работка холодом

—70°С, 2 ч, старение

4.5-

450"С. 1 ч

08Х17Н5МЗ

0,06—

16-

3—3,5

Нормализация 950 0C1

1200

850

20

50

0.1

17,5

5,5

Mo

Обработка холодом

—70 "С, 2 ч, старение

1300

1200

450 °С, 1 ч, деформа­

5

Ция 70 %

1. Изменение количества аустенита и феррита в зависи­мости от температуры нагрева (в соответствии с положени-: – ем линий на диаграмме состояния).

2. Распад 6-феррита с образованием а-фазы и вторично – : го аустенита.

3. Выделение карбидных, нитридных и интерметаллид-j ных фаз, которое может происходить как из аустенита, так я из феррита.

4. Мартенситные у-*-ам-превращения при охлаждении ; лли при деформации.

5. Процессы охрупчивания ферритной фазы, связанные •с явлениями упорядочения и расслоения («хрупкость 475 °С»). I

Возможность протекания в аустенито-ферритных сталях ; •сложных фазовых превращений в различных интервалах, температур накладывает существенные ограничения на ре-] жимы их технологии производства и области применения. |

Присутствие б-феррита резко ухудшает пластичность сталей при го­рячей обработке давлением, особенно при прокатке и прошивке труб, что связывают с различным сопротивлением феррита и аустенита де­формированию, с разной скоростью рекристаллизации: менее прочные и быстро рекристаллизующиеся зерна феррита приводят к локализации в них пластической деформации и концентрации напряжений.

На рис. 172 приведена зависимость технологической пластичности двухфазных сталей от количественного соотношения а и у фаз. Видно,

Б о, г, МПа

Рис. 172. Влияние соотношения а- и v-фаз на технологическую пластичность ста­лей при высоких температурах (А. А. Бабаков, М. В. Прнданцев):

1 — хорошая; 2 — пониженная; 3 — плокая

О го 40 60 80 700о, % WO 80 60 40 20 О/,%

— Al C1N1Ni1Cr1MO

Легирование

Рис. 173. Изменение предела текучестк нержавеющих сталей в зависимости от легирования после различной обработки:

/ — закалка; 2—закалка в обработка холодом; 3 — закалка, обработка холодом и старение. 1 — мартеиситный класс; II — аустенитио-мартенситный класс; III Аустеиитный класс

Что наиболее пластичны однофазные сплавы, однако можно подобрать такой режим прокатки, при котором пластичность двухфазных сталей будет вполне достаточной для производства.

По данным завода «Серп и молот», наиболее высокая пластич­ность аустенито-ферритных сталей наблюдается в интервале 950— 1050 °С, что объясняется наименьшей разницей в свойствах ферритиой. и аустенитной составляющих (И. Я. Сокол). Этим же объясняется по­ложительное влияние на горячую пластичность кремния, который силь­нее упрочняет феррит.

На аустенито-ферритных сталях проявляется эффект сверхпластич­ности, который заключается в очень высокой пластичности (до 300— 600 %) этих сталей без наклепа в определенных интервалах темпера­тур и скоростей деформации и объясняется образованием особой мелко­зернистой двухфазной структуры (величина зерна 2—3 мкм), получив­шей в литературе название микродуплекс.

Промежуточную термическую обработку сталей этого – класса проводят обычно для снятия наклепа при произ­водстве тонкого листа или проволоки. При этом после смягчающей термической обработки или горячей деформа­ции охлаждение от 900—IOOO0C должно быть ускоренным,, чтобы предотвратить охрупчивание.

Температуру закалки этих сталей выбирают в зависи­мости от состава и назначения детали; она обычно состав­ляет 900—IlOO0C. Стали, предназначенные для сварных деталей, подвергают отпуску для снятия напряжений, при­чем температуры и время отпуска выбирают с учетом пре­дотвращения охрупчивания стали в интервале «хрупкости 475 °С» и охрупчивания вследствие сигматизации сталей в интервале 650—850 °С.

Аустенито-мартенситные стали. Потребности новых от­раслей современной техники в коррозионностойких сталях повышенной прочности и технологичности привели к разра­ботке сталей аустенито-мартенситного (переходного) класса.

Структура этих сталей после закалки представляет со­бой неустойчивый (метастабильный) аустенит, который мо­жет претерпевать мартенситное у->ам-превращение в ре­зультате обработки холодом или пластической деформации ниже Мд. Свойства определяются соотношением количест­ва аустенита и мартенсита в структуре. Изменения прочно­стных свойств в зависимости от содержания легирующих элементов в сталях мартенситного (I), переходного (//) и аустенитного (III) классов приведены на рис. 173.

Температура Ma в этих сталях должна лежать ниже комнатной, но не настолько низко, чтобы сталь была Ста­бильной при обработке холодом. В аустенито-мартенсит – ных сталях может образовываться некоторое количество •6-феррита, однако его присутствие в структуре ограничивав ют из-за возможного охрупчивания сталей и снижения уров­ня прочности.

Состав сталей этого типа приходится строго контроли­ровать для поддержания сбалансированного содержания – феррито – и аустенитообразующих элементов и заданной температуры мартенситного превращения. Накопленный экспериментальный материал позволяет ориентировочно оценить действие различных легирующих элементов на со-; держание б-феррита и положение точки Mh в сталях этого] типа, что позволяет рассчитать состав стали. Ниже показа-; но влияние легирующих элементов на количество 6-ферри­та и положение мартенситной точки сталей переходного класса (Ф. Б. Пикеринг):

-Легирующий эле­мент……..

N

С

Ni

Со

Cu

Mn

-200

—180

—10

—6

—3

—1

—450

—450

—20

+ 10

—35

—30

Изменение 6-ферри – та, %, иа 1 % л. э. . Изменение Мн, 0C, на 1 % л. э

Продолжение

Легирующий эле­мент…….

Изменение б-ферри­та, %, иа 1 % л. э. . Изменение Afa, cC,

W

Si

Mo

Cr

V

Al

+8

+8

+11

+ 15

+19

+38

—36

-50

—45

—20

—46

+53

Дополнительное упрочнение этих сталей может быть по­лучено в результате дисперсионного твердения мартенсита при температурах 400—500 0C. Для этого в стали вводят такие элементы^ как алюминий, медь, титан. В этом случае в сталях возможно выделение интерметаллидной фазы NiAl, когерентной с о. ц. к.-матрицей, и NiTi или Ni (Al, Ti), также имеющих о. ц. к. структуру; при введении меди обра­зуются комплексы, очень богатые медью (предположитель­но твердый раствор никеля в меди).

В процессе отпуска в сталях выделяются карбонитри­ды молибдена и ванадия, что также повышает прочность. Однако в результате старения падают характеристики пла­стичности, поэтому при легировании сталей стремятся к максимальному выигрышу в прочности при заданных ха­рактеристиках пластичности.

Экспериментально установлено, что оптимальное сочета­ние прочности и пластичности обеспечивает легирование молибденом и алюминием, что объясняет наиболее широ­кое распространение сталей соответствующих композиций.

5. Сплавы на железоникелевой и никелевой основе

При изготовлении химической аппаратуры, особенно для работы в серной и соляной кислотах, необходимо применять сплавы с более высокой коррозионной стойкостью, чем аус­тенитные стали (табл. 35). Для этих целей используют сплавы на железоникелевой основе типа 04ХН40МДТЮи сплавы на никельмолибденовой основе Н70МФ, на хромо­никелевой основе ХН58В и хромоникельмолибденовой ос­нове ХН65МВ, ХН60МБ.

Структура сплава 04ХН40МДТЮ после закалки — аустенит с вклю. чеииями карбоиитридов титана. После старения в сплаве наблюдается до 14% интерметаллидной у’-фазы типа №3(А1, Ti), что сопровождается значительным упрочнением. Сплавы этого типа могут работать в кон­такте с агрессивными средами (например, растворы сернистой и фос­форной кислот) при наличии значительных механических напряжений.

289

Структура сплава Н70МФ после закалкн от 1070—IlOO0C—«- твердый раствор молибдена в никеле и некоторое количество специаль-

19—970

Таблица 35. Состав и механические свойства коррозионностойких

Сплав

Содержание основных элементов,

%

С

Cr

Ni

Mo

Другие

04ХН40МДТЮ (ЭП288)

Н70МФ

(ЭП814А)

ХН58В

(ЭП795)

ХН65МВ

0,04

0,02 0,03

14—17 39—41

39—42

Оси. Оси.

4,5—6 25—27

2,5—3,2 Ti, 0,7—1,2 Al, 2,7—3,3 Cu 1,4-1,7 V

0,5—1,5 W

0,03

14,3—16,5

Осн.

15

3,0—4,5 W

Ных карбидов Mo6C и VC. Нагрев сплава при 600—800 0C отрицатель­но сказывается на его коррозионной стойкости и сопротивлении MKK из-за выделения по границам зерен карбидов М012С н иитерметалли – ческих фаз типа Ni+Mo и №зМо. Сплав применяется для работы в ор­ганических кислотах, солянокислых средах н концентрированных раст­ворах серной и фосфорной кислот.

Структура сплавов ХН58, ХН6ГМВ после закалки от оптимальных температур — а-твердый раствор с первичными карбидами типа Me6C..

При иагреве в интервале 800—IOOO0C в них могут выделяться карбиды и иитерметаллиды (Me23Ce, ц-фаза типа (Ni, Cr)7(Mo, W)6), что отрицательно сказывается на их коррозионных свойствах. Эти сплавы предназначены для изготовления емкостей и трубопроводов в хи­мическом машиностроении, для работы при повышенных температурах, в средах высокой агрессивности (солянокислые, сернокислые среды, хлор, уксусная кислота и др.).