Структура и свойства хромистых сталей зависят преж­де всего от содержания хрома и углерода (рис. 1, 2), а также азота и добавок титана, ниобия, молибдена, вольфрама и др. Как следует из диаграммы состояния системы железо — хром (рис. 1), безуглеродистые железохромистые сплавы имеют зам­кнутую область т-твердых растворов, ограниченную 12% хрома и температурным интервалом структурных превращений а (б) -*■ 7 и 7 -*■ а, который в свою очередь изменяется в зависимости от количества хрома.

Содержание Сг, *

0,2 0,4 Содержание С, %

Рис. 2. Сечение пространственной тройной диаграммы равновесного состояния сплавов Fe—Сг—С дли содержания хрома 6; 12 и 15%.

Рис. 1. Диаграмма системы беэ - углеродистых сплавов Fe—Сг и смешение т-петли при увеличе­нии содержания углерода,

6ХСГ 12% Сг!5%сг

К замкнутой области 7 -твердых растворов примыкает гетеро­генная область б + т - твердых растворов, ограниченная 12 и 13% Сг, за которой вплоть до чистого хрома следуют б-твердые растворы, не претерпевающие структурных превращений. При введении углерода в железохромистые сплавы граница области существования 7 -твердых растворов смещается в сторону более высокого содержания хрома (рис, 1) при одновременном расши­рении гетерогенной 6 + 7 -области. При неизменном же содер­жании углерода повышение количества хрома приводит к суже­нию 7-области и расширению двухфазной области (рис. 2), Кроме углерода, 7 -область расширяют также никель, азот и в меньшей степени марганец и медь. Прочие легирующие эле­менты (ферритизаторы) действуют в противоположном направ­лении, нейтрализуя (или уменьшая) влияние аустенизаторов.

Изменение механических свойств железных сплавов под влиянием легирующих элементов определяется, с одной стороны, влиянием последних на структуру сплава, особенно на его фазо­вый состав, н, с другой,— степенью воздействия их на кристалли­ческую решетку твердого раствора. Экспериментальные данные ряда исследователей показывают, что прочность металла (твер­дость, предел текучести) при неизменной структуре может изме­няться благодаря искажению кристаллической решетки при растворении атома другого элемента, отличного по размеру от атомов основы сплава [50, 281, 282], либо под действием валент­ности [280], либо того и другого одновременно [241], Чаще всего механические свойства однофазных сплавов при легировании различными элементами зависят от диаметра атомов. Причем, чем больше размеры атомов растворенного элемента отличаются от атомов железа в сплавах на основе железа, тем при прочих равных условиях больше искажение решетки и упрочнение. Элементы с атомным радиусом меньшим, чем атом железа, упрочняют твердый раствор более интенсивно, чем элементы с большим, чем у железа, радиусом атома (расширяющие решет­ку). Элементы, растворяющиеся по типу внедрения (углерод, азот), упрочняют твердый раствор более интенсивно, чем элемен­ты, растворяющиеся по типу замещения (хром, никель, марганец, кремний н др.).

Ряд свойств металлов, в том числе упрочнение при легирова­нии и наклепе, объясняют также с точки зрения дислокационной теории, рассматривающей пластический сдвиг как процесс пере­мещения дислокаций — один из видов несовершенств кристал­лической решетки[1]. По данным И. А. Одинга н А. А. Бочвара, с увеличением количества (плотности) дислокаций и других несовершенств решетки до некоторого критического значения реальная прочность металла падает, а при дальнейшем увеличе­нии плотности дислокаций, например при механическом наклепе металла, возрастает. Причем повышение прочности при значи­тельном увеличении плотности дислокаций сопровождается сни­жением пластичности. Кроме изменения плотности дислокаций, на упрочнение металла влияет распределение дислокаций в строго определенном порядке, а также создание вокруг дисло­каций полей напряжений, или иначе «облаков» нэ растворенных вокруг дислокаций атомов, так называемых «облаков» Котрелла, блокирующих дислокации и препятствующих их перемещению. Поля напряжений вокруг дислокаций в решетке создают атомы растворенных элементов, по размерам отличные от атомов осно­вы твердого раствора. Для пластического деформирования тако­го металла, т. е. для перемещения блокированных дислокаций, необходимо увеличить приложенное внешнее напряжение на­столько, чтобы дислокации либо вырвались из своих «облаков», либо под действием этого повышенного напряжения перемеща­лись бы вместе с «облаками». Чем больше растворенного эле­мента с диаметром атома, отличным от диаметра атома основы твердого раствора, тем большее количество дислокаций окруже­ны «облаками» растворенных атомов и тем. следовательно, тре­буется более высокое напряжение для вырывания дислокаций из «облаков» или перемещения «облаков».

При чрезмерном увеличении количества «облаков» Котрелла металл может упрочняться настолько, что пластическое дефор­мирование его не будет происходить при возрастании напряже­ния до величины сопротивления отрыву, и металл в этом случае разрушается хрупко.

При механическом наклепе упрочнение металла связано с увеличением количества дислокаций, различно ориентирован­ных между собой, благодаря чему их движение взаимно затруд­нено — одни дислокации являются препятствием для передви­жения других, лежащих в плоскости, расположенной под углом к первой.

Влияние легирующих элементов на упрочнение безуглероди - стого феррита при медленном охлаждении с высоких температур в отожженном состоянии отличается от влияния их на упрочне­ние такого же металла, но быстроохлажденного с высоких тем­ператур, т. е. в закаленном состоянии [50]. Упрочнение медленно - охлажденного феррита является следствием описанного измене­ния параметра решетки из-за наличия в ней атомов разного размера, т. е. обусловлено статическими искажениями кристал­лической решетки, возникновением так называемых напряжений второго рода или, с точки зрения дислокационной теории, образо­ванием «облаков» Котрелла, Упрочнение же феррита при закалке связано с понижением температуры f — a-превращения (Лз) ниже температуры рекристаллизации и обусловлено фазовым

наклепом (образованием игольчатого феррита) [92, 111], а также наложением напряжений второго рода, измельчением и разори - ентировкой блоков мозаичной структуры [50]. По-видимому, в этом случае возрастает количество дислокаций, различно ориентированных между собой. Упрочнение феррита при закалке происходит лишь в том случае, когда 7 -фаза переохлаждается до температур ниже 500° С, при которых диффузионная подвиж­ность атомов железа и легирующих элементов затруднена, и f-* а-превращенне осуществляется по мартенситному (сдвиго­вому) механизму, вследствие чего и происходит фазовый наклеп металла.

По возрастающей степени влияния па твердость (прочность) феррита в отожженном состоянии, т. е. вследствие только стати­стического искажения кристаллической решетки, легирующие элементы располагаются в следующей последовательности [50]: хром, вольфрам, молибден, никель, марганец, кремний. Причем хром весьма слабо упрочняет медленноохлажденный феррит.

При быстром охлаждении вольфрам, молибден и кремний образуют с железом замкнутую 7 -область подобно хрому, но с повышением их содержания температура 7 — а-превращения (Лз) повышается, т. е. эти элементы как бы препятствуют сниже­нию температуры превращения, наблюдаемому обычно в закали­вающихся сплавах при ускорении охлаждения. Поэтому при увеличении содержания этих элементов не только не упрочняет­ся сплав, а наоборот, даже уменьшается эффект закалки. Никель и марганец в сплавах с железом расширяют 7 -область, снижают температуру f -*• a-превращения и поэтому упрочняют феррит при быстром охлаждении. В отличие от вольфрама, молибдена и кремния хром, несмотря на то, что образует с железом замкну­тую т-область, до определенного количества (до 8,5%) снижает температуру 7 а-превраіцения, способствуя таким образом упрочнению закаленного безуглеродистого феррита. Естествен­но, что введение вольфрама, молибдена или кремния в такой металл нейтрализует действие хрома.

С повышением содержания хрома более 8,5% эффективность упрочнения безуглеродистого феррита при закалке резко сни­жается в связи с повышением критической температуры Аз. Как следует из рис. 3 и 4, уже при содержании 12—13% хрома без - углеродистая сталь совершенно не упрочняется при закалке. Лишь при введении углерода сталь с таким количеством хрома может быть упрочнена закалкой и тем сильнее, чем выше содер­жание углерода. Так, например, сталь 0X13 (до 0,08% С) при
высокотемпературном нагреве и быстром охлаждении закали­вается сравнительно слабо, сталь же 1X13 (0,09—0,15% С) упроч­няется при этом значительно сильнее, а сталь 2X13 (0,16— 0.24% С) —весьма сильно.

Слабая закаливаемость стали 0X13 обусловлена наличием в ней структурно-свободного феррита (б-феррита — фазы, не претерпевающей структурных превращений при нагреве и охлаж -

Рис. 4. Кривые влияния углерода на твердость стали, содержащей 12— 13% хрома, после за­калки с различных тем­ператур [277]:

дении), а также слабым перенапряже - / — 0,35% с и із% сп 2-

0,12%С и 12% Сг; . С и 12,4% Сг; 4 — 0,01% С и 13% Сг; 5 — 0,001% С и 12% Сг,

. ГГ <1.19%0 и 19% Г. г: 3 — (1.(13%

нием кристаллической решетки мартенси­та (продукта?->а-превращения) вслед­ствие низкого содержания углерода.

В стали, содержащей 12% Сг и 0,06% С,

после закалки от температуры, немногим выше Ас^ (^4$), сохра­няется до 9%) структурно-свободного феррита, а такая же сталь, но с 0,12% С претерпевает полные превращения при на­греве п охлаждении и в ней не обнаруживается второй фазы (б-феррита) [265], Вместе с тем 12%-ная хромистая сталь, даже с более высоким содержанием углерода, при нагреве под закалку до температур выше 1050° С претерпевает частичное 7 — a-превращение н вследствие этого при комнатной темпера­туре может иметь в своей структуре ферритную составляющую, причем тем большее количество, чем выше температура нагрева (рис, 2), Для обеспечения хорошей пластичности стали данного класса после быстрого охлаждения от высоких температур необ­ходим высокий отпуск при температуре не ниже 650° С (рис, 5).

Для уменьшения количества структурно-свободного феррита в 12—13%-ные хромистые стали вводят небольшое количество никеля (1,0—1,5%) и реже — азота (до 0,08%). При этом повы­шаются механические свойства стали в исходном состоянии (в состоянии поставки) и улучшается ее свариваемость: умень­шается изменение структуры при воздействии сварочного терми­ческого цикла, вследствие чего повы­шаются механические свойства свар­ных соединений.

		нв	.6»
		6,
			X
а»			/
—'
		6

60 &

Рис. о Кривые влияния тем­пературы отпуска закален­ной от 1010а С стали, содер­жащей 12,2% Сг н 0,09% С, иа ее механические свойства [2351.

С увеличением содержания хрома более 13% (в чисто хромистых сталях)

Температура Рис. 6. Кривые влияния хрома и температуры закалки на твер­дость иизкоуглероднстых высо­кохромистых сталей [Тамм]: / — 12,3% Сг и 0.09% С; 2 - 14% Ct и 0,08% С: 3— 15.5% Ct а 0,10% С; 4 - 16% Сг и 0,07% Cl S - 17,2% Сг и 0,13% С; 6 — 20,4% Сг а 0,10% С.

резко уменьшается упрочняемость металла при закалке (рис, 6) вследствие уменьшения количества продукта -[-► а-превращения (мартенсита) и соответственно повышения количества структур­но-свободного феррита.

Сталь, содержащая 17% Сг, относится к ферритному классу, однако, благодаря наличию углерода, а также в небольшом ко­личестве азота, марганца, никеля, расширяющих -[-область, она претерпевает частичное а — 7 -* Af-превращение при нагреве и охлаждении и поэтому подкаливается. Причем действие азота при этом настолько сильно, что введение его в эту сталь в коли­честве примерно 0,06% уже достаточно для значительного изме­нения структуры после закалки (появления мартенситной фазы) [204, 211]. Действие азота на расширение у -области показано на рис. 7. Стали, содержащие 12—16% Сг, 0,2% С и 0,2% N, пол­ностью закаливаются на мартенсит и после отпуска при темпе­ратуре 150—200° С обладают боле^'^сокой прочностью и удар­
ной вязкостью, чем стали с таким же содержанием хрома и углерода, но без азота [202]. Сталь с 23—25% Сг и 0,25% N после закалки в воде от 1100° С имеет двухфазную ферритно - аустенитную структуру. Однако аустенит такой стали неустойчив и при нагреве в интервале температур 450—800°С распадается на ферритную и карбонитридную фазы.

Рис. 7. Кривые влияния азота на расширение г - области в сплавах Fe—Сг: /—без азота; 2 — с азотом (1/75 по отноше­нию к содержанию хрома).

Стали, содержащие 20% Сг и 0,10% С или 17% Сг, 0.08% С и 0.4—0,8% Ті (при обычном содер­жании азота <0,01 %), имеют одно­фазную структуру б-феррита прн всех температурах, т. е. не претерпе­вают структурных превращений при нагреве и охлаждении и поэтому практически не упрочняются при за­калке.

Весьма отрицательным свойст­вом высокохромистых феррнтных сталей является низкая ударная вяз­кость при комнатной температуре, обусловленная высокой критической температурой хрупкости. С повыше­нием температуры испытания удар­ная вязкость ферритной стали воз­растает (рис. 8) [99]. Аналогично

ударной вязкости изменяется с по­

вышением температуры и пластич­ность феррнтных сталей.

Величина зерна является определяющим фактором вязкости высокохромистых сталей прн комнатной температуре. Чем мель­че зерно стали, тем выше ударная вязкость. Обнаружено поло­жительное влияние на ударную вязкость феррнтных сталей измельчения зерна путем прокатки в интервале пониженных тем­ператур (например, от 980—1000 до 720—800° С) [11]. По-видн -

мому, по этой же причине ферритная сталь марок 0Х17Т и Х18Т1

толщиной до 3 мм отличается значительно более высокой пла­стичностью и вязкостью при комнатной температуре, чем толсто - листовая сталь такого же состава.

Азот улучшает структуру и механические свойства высоко­хромистых феррнтных сталей. Введение в ферритную сталь 0,15— 0,25% N значительно измельчает структуру, уменьшает склон­ность ее к перегреву и связанному с этим охрупчиванию. Напри­мер, образцы стали, содержащей 25,5% Сг, 0,14% С и 0,05% N,
после семидневной выдержки при температуре 1100*0 при испы­тании на разрыв разрушались хрупко без какого-либо удлинения, а образцы стали с таким же хромом и углеродом, но с 0,22% N разрушались вязко с удлинением 34% [254]. Однако склонность такой стали к межкристаллитной коррозии после быстрого охлаждения от высоких температур выше, чем без азота.

Температура испытание, 4с Рис. 8. Кривая за­висимости ударной вязкости стали, со­держащей 17,1% Сг, 0.05% С и 0,36% Ті. толщи­ной І0 мм от тем­пературы испыта -

Азот предотвращает транскристаллиза­цию слитка высокохромистой стали, причем для этого отношение содержания азота к хрому должно быть 0,012—0,014 [114, 180], т. е. в сталях с 13% Сг должно содержаться не более 0,10—0,16% N, в сталях с 17% Сг —

0,18—0,25% N, с 25% Сг — 0,30—0,36% N н с 28% Сг —0,32—0,40% N.

Необходимо отметить, что приведенные данные допустимого количества азота не­сколько завышены. Введение в хромистые стали азота более 1 % от содержания хрома приводит к росту слитка и его пористости.

По данным Негабаур примерно такую же растворимость имеет азот и в хромоникеле­вых сталях (рис. 9). Несколько более высо­кой растворимостью обладает азот в хромо- никельмарганцевых сталях (рис. 10) [173,

185]. Плотные слитки из таких сталей полу­чаются, если содержание марганца в 34—38 раз превышает содержание азота [210].

Из опыта проблемной лаборатории ме­талловедения Уральского политехнического института известно, что введением в жидкую сталь подогретого до 900° С азотирован­ного хрома можно несколько повысить усваиваемость азота сталью.

Для обеспечения оптимальных механических свойств высоко­хромистые стали ферритного класса после прокатки подвергают отпуску при температурах 760—780° С (3—10 мин на 1 мм тол­щины) с охлаждением на воздухе. Причем лучшие результаты по ударной вязкости обеспечиваются при быстром охлаждении от этих температур, например, охлаждение не в пачке, а отдель­ными листами на воздухе или лучше в воде [11].

Вязкость сталей именно ферритного класса в значительно большей степени, чем аустенитных, зависит от содержания водо­рода, кислорода и неметаллических включений [6, 21, 159, 172].

Так, например, при плавке в вакууме удалось повысить ударную вязкость стали марки Х28 с 0,53 до 28,5 кГ • м/см.2 [172]. Критиче­ская температура хрупкости высокохромистых сталей, выплав­ленных в вакууме, снижается до —65° С при 12% Сг и до —130° С при 25% Сг [219]. При 26% Сг ударная вязкость при комнатной температуре таких сталей максимальна, а при дальнейшем по­вышении содержания хрома она понижается, сохраняясь, однако, достаточно высокой до 35% Сг. Электрошлаковым переплавом,

Iй-5 ^02 03

Рис. 10. График зависи мости качества слитка о количества азота и мар ганца в стали, содержа щей 0,05% С, 18% С и 4% Ni [173].

н0.4 *43 S 0,2 !”■' 41 о

Ю 15 20 25 30 Содержание Сг, %

Рис. 9. График влияния хро­ма на растворимость азота в хромопикелевых сталях.

снижающим не только содержание водорода, кислорода и неме­таллических включений, но и содержание серы в металле [6], автору удалось повысить ударную вязкость стали марки 0X17Т толщиной 10 мм с 1,9 до 11,2 кГ • м/см2 при надрезе вдоль про­ката и до 12,1 кГ-м/см2 при надрезе поперек проката [99]. Уменьшение содержания водорода и кислорода с целью повыше­ния ударной вязкости высокохромистых феррнтных сталей осо­бенно эффективно при одновременном снижении содержания углерода в них [21].

Независимо от способа выплавки весьма перспективными являются тонколистовая сталь марки 0X17Т или ей подобная Х18Т1, предложенная МАТИ, н Х25Т, прокатываемые по улуч­шенной технологии, а также биметалл с плактирующим слоем из этих сталей.

Механические свойства высокохромистых мартенситных, фер - ритно-мартенситных и феррнтных сталей (лист) обычного про­изводства в состоянии поставки приведены в табл. 2.

Таблица 2 Механические свойства высоколегированных мартенснтных, ферритно-мартенснтных и ферритных сталей (технические требования) Ме аничсск е свойств Марка “’р..™ хП*м‘ 5, X 96 0X13 (ЭИ496) Закалка от 9С0~1020°С в воде или на воздухе, отжиг при 680—780°С с охлаждением в печи или на воздухе 30 43 23 1X13 То же.......................... 35 60 23 - - 2ХІЗ Нормализация при 1000—1050°С (охлаждение на воз­ духе), отпуск при 680—780°С (охлаждение с печью или на воздухе)..................... 38 65 20 - _ 1Х17Н2 (ЭИ268) Закалка от 975—1040°С в масло, отпуск при 275—350°С с охлаждением на воздухе..................... ..................................... 110 10 30 5,0 1ХІ2ННМФ (ЭИ802) Закалка от 1000°С в масло, отпуск при 680°С 10 ч 60 60 15 40 9,0 2Х12ВМБФР (ЭИ993) Закалка от 1050°С в масло, отпуск при 650°С с ох­лаждением на воздухе..................... 50 75 14 6,0 ІХ12В2МФ (ЭИ756) Закалка от 1050°С в масло, отпуск при 680°С Зч с охлаждением на воздухе..................... 60 85 17,0 45 10 Х17 Отпуск при 760—780°С с охлаждением на воздухе или с печью......................... 45 18,0 0Х17Т (ЭИ645) То же.......................... _ 45 18 _ 4 Х25Т Отпуск при 740—780°С с охлаждением на воздухе или с печью......................... _ 45 15 _ 2 Примечание. После отпуска при 700°С сталь 1Х17Н2 имеет следующие механические свойства: ят = 59,0 кГ/ммг; =77,0 кГ/мм2-, 6 = 21,5%; V = 43.5%; а„= 6,5 кГ-м/см8 [62]. • По ГОСТ 9867—61 единица силы — ньютон (н): I кГ = 9,8 к.