Никель, наряду с хромом, является одним нз основных легирующих элементов, входящих в состав наиболее распро­страненных нержавеющих (коррозпонностоііких) сталей. Введе­ние в высокохромистые стали никеля, расширяющего 7 - область и снижающего температуру 7 -*• a-превращения, способствует получению в них аустенита или продуктов его распада, улучшая тем самым их механические и технологические свойства.

26-50% реррита ИШ Шее 50% феррита

Структура (фазовый со­став) хромоникелевых ста­лей зависит прежде всего от соотношения содержания хрома и никеля, что иллю­стрируется диаграммой Мау­рера, приведенной на рис. 11. Для определения структур­ного состава катаных и ли­тых сталей пользуются так­же диаграммой Шеффлера (см. гл. II), составленной для сварных швов.

щих 0,10—0.13% С; 0,3—0 41 0.37% Si [266].

. 11. Структурная диаграмма быстро - БОЛЬШИНСТВО ПрОМЫШЛбН - ажденяых с высоких температур хро - НЫХ ХрОМОНИКелевых сталей, моникелевых катаных сталей, содержа - кооме Хпома и НИКЄЛЯ. CO - 1 лая Мп - п 90 ґ ґ

держат также и другие леги­рующие элементы (Mo, W, V, Ті, Nb, N и др.), которые вводят специально для придания стали дополнительных особых свойств, а также такие элементы, как углерод и в небольшом ко­личестве азот, чаще являющиеся неизбежными сопутствующими примесями. Эти легирующие элементы в зависимости от количе­ства и характера воздействия в той или иной мере изменяют со­отношение между структурными составляющими стали. Углерод, азот, марганец, медь и в ряде случаев кобальт, подобно никелю, растворяясь в твердом растворе железных сплавов, способствуют образованию аустенита. Алюминий, ванадий, титан, кремний, нио­бий, молибден, тантал, вольфрам, наоборот, действуют подобно хрому, сужая 7 -область и способствуя тем самым получению ферритной составляющей в стали. Степень воздействия на поло­жение границ f-области в хромоникелевых сталях каждого из перечисленных элементов различна. Например, эустеннтэирую-
щее действие иа сталь углерода в 11 — 17, а по некоторым данным (табл. 3) в 30 раз больше действия никеля; действие же марган­ца в половину слабее действия никеля. Ферритизирующее дей­ствие алюминия в 12 раз, а молибдена в два-четыре раза превос­ходит влияние хрома на структуру стали. В табл. 3 приведены данные различных исследователей влияния легирующих элемен­тов на образование аустенита и феррита в хромоникелевых ка­таных и литых сталях [202]. Коэффициенты аустеннтизирующих элементов характеризуют их эквивалентность по отношению к никелю, а ферритнзнрующнх — эквивалентность по отношению к хрому. Наблюдается значительная разница значений эквива­лентов для некоторых элементов по различным источникам

Таблица 3 Эквиваленты аустенитообразующего и ферритообраэующего влияния различных элементов а хромоникелевых аустенитных сталях по отношению к никелю н хрому, действие которых принято за единицу териал и лите атурный нсточ .к Элемент пр кат Л, тье |268| 1218| |259| 12131 Аустен Никель. , итообраэ 1 ующие ЭЛ Маргаиеи................... 0,7 0,5 Медь......... 0,3 Углерод... 13 30 21 Азот.......... — 26 11,5 11 Ферри тообраэу 1 ю щ и е эле Молибден Вольфрам 2,1 Кремний , 5,2 Ванадий , Тантал Алюминий Титан . . Ниобий, 7,2 4,5 — 10 4 2,8 Примечания: 1. В работе [268] исследованы легированные конструк­ционные и нержавеющие стали, в остальных работах — хромоникелевые нержа­веющие стали. 2. В работе [259] учитывается содержание элементов, находящихся в твер­дом растворе (Ті, Nb).

(см. также табл. 13). Особенно заметна эта разница для алю­миния, ванадия, углерода и азота. Причем из табл. 3 следует, что аустенитизирующее действие азота несколько меньше угле­рода, а иногда азот даже более сильный аустениэатор, чем углерод (168].

Несовпадение данных объясняется тем, что влияние того или иного элемента на смещение границы 7-области зависит не толь­ко от его количества, но также от содержания в металле других элементов, режима термической обработки, величины зерна и других факторов. Поэтому указанные эквиваленты для некото­рых элементов являются ориентировочными. Как следует из табл. 3, значения эквивалентов для проката выше, чем для лито­го металла.

В катаных хромоникелевых сталях эквиваленты элементов ориентировочно выражаются следующими формулами (в %):

№экв = % Ni + 30 • % С + 26 • % N + 0,7 • % Мп + 0,3 • % Си;

Сг9ка — % Сг + 12- %А1 + 11 • % V + 7- % Ті + 3- % Si +

+ 4,5 • % Nb - і - 2 • % Mo + 2 • % W.

При этом следует иметь в виду, что на смещение границы 7 - области непосредственное действие оказывают только раство­ренные в твердом растворе атомы каждого из элементов; элемен­ты (или часть их), образующие в стали структурно-свободные карбиды, нитриды и другие химические соединения, на соотноше­ние количества а- и 7 - фаз прямого действия не оказывают.

Аустенизирующее действие азота на высокохромистую сталь с никелем хорошо иллюстрируется данными работы (271]. Сталь, содержащая до 0,06% С и 23% Сг, без никеля и азота имеет чистоферритную структуру. Присадка в эту сталь 1 % Ni оказы­вает меньшее действие на ее структуру, чем 0,25% N. При со­вместной присадке 1% Ni и 0,26% N сталь с таким же количе­ством хрома и углерода после закалки от 950° С имеет около 30% аустенита, а после закалки от 1100° С — до 60%. При 3% Ni и 0,27% N количество аустенитной фазы в закаленной стали с таким количеством хрома составляет около 90%, а при 5,9% Ni и 0,26% N сталь полностью аустенитная. Для получения чисто - аустенитной структуры стали с 0,06% С, 23% Сг без присадки азота необходимо не менее 13% Ni. В зависимости от содержа­ния хрома введение в сталь 0,15%) N может заменить от 2 до 4% Ni (261]. На расширение области 7 -твердого раствора 0,2% N оказывает такое же влияние, как и 4% N1, т. е. аустенизирующее действие азота не менее чем в 20 раз превышает действие нике - ля (284, 285]. Действие азота в этом отношении в 26 раз превы­шает влияние никеля (табл. 3) [218].

Некоторые из ферритиэирующих элементов такие, например, как хром и кремний [231], при определенном их содержании кос­венно действуют как аустенизаторы, задерживая распад аустени­та при охлаждении стали. Например, увеличение содержания никеля от 0 до 10% в сплаве железа с 5% хрома снижает темпе­ратуру с 810 до 290° С [112], а почти такое же повышение со­держания никеля (с 4 до 11%) при 18% хрома понижает эту температуру в значительно большей степени — от +200 до -200° С [215].

Механизм двойственного влияния хрома на структуру сталей, содержащих никель, пока не объяснен достаточно полно. По мнению В. С. Меськина [151], такое влияние хрома является ре­зультатом сложного межатомного взаимодействия в твердом растворе сплавов тройной системы Fe — Сг — Ni: атомы никеля присоединяют электроны от атомов хрома, вследствие чего взаи­модействие последнего с атомами железа становится отличным от взаимодействия при отсутствии никеля.

Введение в 12—13%-ные хромистые стали до 1—2% Ni улуч­шает их прокаливаемость и предотвращает получение гетероген­ной структуры (образование структурно-свободного феррита), вследствие чего повышается прочность и пластичность закален­ного и отпущенного металла.

Легирование 17%-ной хромистой стали, содержащей 0,11 — 0,17% С, никелем в количестве 1,5—2,5% (сталь 1Х17Н2) увели­чивает количество аустенита при высоких температурах и способ­ствует понижению температуры 7-»- М-превращения и прокали- ваемости, сообщая стали мартенситную структуру с небольшим количеством б-феррита, а при более высоком содержании угле­рода— аустенитно-мартенситную (сталь 2Х17Н2). Аустенитно - мартенситная структура у сталей с 15—17% Сг и низким содер­жанием углерода (до 0,1%) (стали Х16Н6, Х17Н5МЗ, Х15Н5М2А Х15Н5Д2Т н др.) получается при введении 5—7% Ni, а также азота или меди. В результате присадки такого количества аусте - нитизирующих элементов, а также повышения содержания хрома эвтектоидный распад этих сталей полностью подавляется и тем­пература начала мартенситного превращения (jWk) снижается. Сталь при этом приобретает структуру неустойчивого аустенита с наличием продукта его распада (мартенсита). Причем соотно­шение количества структурных составляющих (аустенита и мар­тенсита), а следовательно, и механические свойства этих сталей в значительной мере могут изменяться прн термической обра­ботке. При быстром охлаждении от высоких температур они со­храняют аустенитную структуру, иногда с весьма небольшим количеством мартенсита, т. е. превращение 7 -» М в этих сталях при такой термической обработке если и протекает, то далеко неполно и с большой инерцией. Содержание мартенситной фазы прн этом тем больше, чем выше температура начала мартенсит - ного превращения стали и чем медленнее охлаждение. Последую­щая обработка холодом (выдержка при —70° С в течение 2 ч) и отпуск (термическое старение) при температуре 300—450° С 1 ч способствует более полному 7 -*■ М-превращению, вследствие чего сильно возрастают характеристики прочности стали при сохранении достаточно высоких пластичности и вязкости из-за наличия остаточного аустенита. Например, после нормализации при температуре 1050°С механические свойства составляли: стали Х16Н6— ат - 33 кГ/мм2, а„ - ПО кГІмм2, б = 27%, ¥ - = 30%, а„ = 30 кГ • м/см2] стали Х17Н5МЗ— от =46 кГ/мм"2, = 110 кГ/мм2, 6 — 44%, Ч* = 60%, а„ = 20 кГ •м/смй] после выдержки при температуре —70° С в течение 2 ч и старения при 400°С 1 ч: стали Х16Н6— вт = 106 кГ/мм2, ов = 125 кГ/мм2. 6 = 24%, - у = 55%, о„ = 18 кГ • м/см2 стали Х17Н5МЗ — зт= = 100 кГ/мм2, б8 = 120 кГ/мм2, 6=22%, Чг=49%, а„ = 7кГ • м/см2. При этом содержание выделившихся карбидов в сталях практи­чески не изменилось, что свидетельствует только о мартеиситных превращениях при таком термическом старении.

При дальнейшем увеличении содержания никеля (более 7%) в сталях с 17—19% Сг? М-превращенне становится все более вялым, и точка превращения (Мн) смещается к более низким температурам. При 8—10% Ni температура распада аустенита лежит ниже комнатной и сталь при охлаждении от высокой тем­пературы на воздухе или тем более в воде сохраняет при комнат­ной температуре аустенитную структуру. Вместе с тем, как следует из диаграммы, представленной на рис. 12, аустенит такой стали все же не является устойчивым (стабильным) и прн опре­деленных условиях (холодной или горячей деформации, замед­ленном остывании от высоких температур, повторном нагреве в интервале температур 500—800° С, длительной выдержке при отрицательных температурах) частично превращается в мартен­сит или претерпевает 1 a-превращение с выделением карби­дов. Карбиды, выделяющиеся из твердого раствора при темпе­ратурах ниже 1000—950° С при охлаждении стали в процессе закалки, принято называть первичными, а при последующем

еве в критическом интервале температур (в том числе и при

иаЯпке) вторичными. Выделение вторичных карбидов будет

Споисходить в том случае, если предшествующим быстрым охлаждением от высоких температур в твердом растворе зафик - оован углерод в количестве, превышающем предел раствори­мости его в аустените (0,02—0,03% или точнее 0,007%) (286].

Рис, 12, Диаграмма структурного состояния при комнатной темпера­туре закаленных сплавов Fe—Сг— Ni, содержащих 0,11% С [214] (фа — альфа-феррит, П — перлит, М — мартенсит, ФЬ — дельта-фер­рит, К — карбид, Ая—метаста- бильный аустенит. А с— стабиль­ный аустенпт).

По-видимому, выделение карбидов (точнее карбонитридов) н связанное с этим обеднение твердого раствора углеродом, азо­том н хромом и является основ­ной причиной уменьшения ста­бильности аустенита н его распа­да при медленном охлаждении от высоких температур или при по­вторном нагреве до 500—800° С предварительно закаленной стали с недостаточным запасом аусте - нитности. Стали типа 18-10 с низ­ким содержанием углерода и азо­та ие сохраняют аустенитную структуру даже при весьма рез­ком охлаждении от высоких тем­ператур. Так, выплавленный в ва­кууме сплав, содержащий 17,5%

Сг, 8,2% Ni, 0,07% С, 0,0001% N и 0,062% О, после закалки в воду имел ферритную структуру. Сталь же с близким содержанием хрома и никеля, но более высоким содер­жанием азота и углерода, выплавленная по обычной технологии в условиях некоторого поглощения азота, после резкого охлажде­ния от высокой температуры имела чистоаустенитную структуру [156, 273]. При этом роль азота состоит не только в образовании аустенита при высоких температурах, ибо а -»т-превращение при нагревании имеет место также и в безуглеродистых и не содер­жащих азота сталях типа 18-8, а в снижении температуры т-*а - превращения ниже комнатной при охлаждении, т. е. в торможе­нии распада аустенита [273].

Сталь, содержащая 8—10% Ni, 18—19% Сг и очень мало углерода и обычное количество азота, находится в области мета - стабильного аустенита (см. рис. 12). Прн охлаждении до весьма низких температур или в процессе деформации при комнатной температуре (гибки, правки) часть аустенита превращается
в мартенсит, вследствие чего пластичность и вязкость ее резко снижаются. Повышение содержания никеля до 12% увеличивает стабильность аустенита стали с таким хромом настолько, что образование мартенсита в ней можно вызвать лишь пластиче­ской деформацией при отрицательных температурах либо дли­тельным нагружением в упругой области при весьма низких температурах. Чтобы полностью предотвратить мартенситное превращение и связанное с этим охрупчивание стали с низким содержанием углерода, необходимо в ней повысить содержание никеля до 15% и более и ввести 0,15—0,25% азота для получения чистоаустенитной стабильной структуры или до 20—23% хрома для получения стабильной аустенитно-ферритной структуры.

С развитием новых отраслей техники возникла необходи­мость изготовления сварных изделий, надежно и длительно ра­ботающих при весьма низких температурах под напряжением. Низкие температуры изделий обусловлены использованием раз­личных сжиженных газов [252]: ацетилена, этана (температу­ра —100° С), кислорода (—183°С), этилена, метана, азота (—196° С), водорода (—253° С) гелия (—269° С). Так, например, в современной криогенной технике широко применяют сжижен­ные кислород и водород [242], использование которых в свою очередь вызвало интерес к низкотемпературным свойствам ме­таллов. Рядом исследований и многолетней практикой установле­но, что для изделий, работающих при температурах до —100° С, можно применять низкоуглеродистые стали с объемноцентриро - ванной кристаллической решеткой, а для изделий, работающих при более низких температурах,— стали и сплавы с гранецентри - рованной решеткой [256, 268]. Стали с объемноцентрярованной решеткой при низких температурах отличаются малой дефор­мационной способностью и разрушаются хрупко [115, 123, 166]. Хрупкость при низких температурах металлов с объемноцентри - рованной решеткой особенно проявляется с повышением содер­жания углерода и вредных примесей [29, 30, 31, 32], в том числе и кислорода [268].

Опыты показывают, что двухфазные аустенитно-ферритные хромоникелевые и хромоникельмарганцевые стали, содержащие до 10—20% ферритной фазы, в состоянии поставки (после за­калки) обладают вполне удовлетворительными механическими свойствами, в том числе и ударной вязкостью, при наиболее низ­ких температурах. Так, например, появление ферритной фазы в хромоникельмарганцевой стали типа 0Х21Н5АГ7 при увеличе­нии количества хрома до 22% не оказывает заметного влияния

механические свойства при температуре до —196° С [194]. Более того, как показали испытания, даже метастабильная сталь 14Ґ14НЗТ в состоянии поставки прн наиболее низкой темпера­туре имеет ударную вязкость свыше 20 кГ • м/см2. Однако приме­нение таких сталей для криогенных изделий, работающих в тя­желых условиях нагружения при температурах ниже —196° С,

/ -і S	ч		Mt)
•			N
		Мн
73	S	ч		tfi

Содержанием,% Рис. 14. График влияния никеля на температуру мартенснтного превраще­ния стали, содержащей 0,03% С. 17,8—18,0% Сг, 0,21—0,23% Мп и 0,16— 0,20% Si, при охлажде­нии без деформации (Мн) и с деформацией до раз­рушения (Л4д) [55].

Рис. 13. График влияния количества мартенсита в стали ХІ8Н10Т н радиу­са надреза образца на ударную вязкость ее при температурах +20° С (сплошные лннип) и —100° С (пунктирные ли­нии) [54].

нежелательно, так как образующийся в этих условиях мартенсит может быть причиной аварии из-за низкого запаса пластичности такого металла при этих температурах, особенно при наличии острых надрезов. То же самое можно сказать о металле с коли­чеством ферритной фазы более 5—8%. На рис. 13 для примера приведены данные [54] влияния количества мартенсита в стали Х18Н10Т и радиуса надреза образцов на ударную вязкость этой стали при температурах +20 и —100° С. Естественно, что при дальнейшем снижении температуры ударная вязкость при прочих равных условиях еще ниже.

Таким образом, работоспособность нагруженных изделий при температурах —196° С и ниже может быть обеспечена в пер - аую очередь за счет применения стали, сохраняющей стабильно -

аустеннтную структуру при рабочей температуре, а также доста­точно чистой от шлаковых включений и вредных примесей (кис­лорода, углерода, серы, фосфора). Причем стабильность аустени­та (отсутствие f-* ^‘Превращения) должна быть обеспечена не только при охлаждении стали до рабочих температур, но и при деформировании ее при этих температурах, так как пластическая деформация повышает температуру мартенситного превращения аустенитной стали данного состава (рис. 14) [55]. В связи с этим А. П. Гуляев предложил различать две температуры начала мар­тенситного превращения: Мн — температуру мартенситного пре­вращения при охлаждении и Мд — температуру мартенситного превращения при холодной деформации. В соответствии с усло­виями образования различают мартенсит охлаждения и мартен­сит деформации. Стали с 0,03% С, 18% Сг и 6—20% Ni делят [55] на четыре группы. Прн 6% Ni сталь имеет структуру, состоя­щую из аустенита, первичного феррита (6-феррита) и мартенсита охлаждения. Сталь с 8—10% Ni после закалки имеет аустенит - ную структуру, претерпевающую, однако, мартенситное превра­щение при охлаждении до температуры —196° С и при деформа­ции прн комнатной температуре. Увеличение содержания никеля до 12—14% повышает стабильность аустенита стали с 18% Сг настолько, что мартенситное превращение в ней происходит толь­ко при пластической деформации при низких температурах, а повышение до 20% никеля приводит к полной стабилизации аустенита, который не претерпевает превращения даже при де­формации в жидком водороде (—253° С). Данных о стабильности структуры стали с 16—18% Ni в этой работе не имеется.

В качестве критерия стабильности аустенита нержавеющих сталей многие исследователи принимают отсутствие 7 -* Л4-пре - вращения (неизменность величины магнитного насыщения) при холодной (при комнатной температуре) деформации металла до 20—30%. Например, в стали 1Х18Н9Т при наклепе на 15—20% происходит значительное повышение магнитного насыщения, что указывает на образование мартенсита и свидетельствует о не­устойчивости аустенита этой стали [51]. Однако такая методика определения стабильности структуры и свойств стали не отвечает реальным условиям эксплуатации нагруженных изделий при весьма низких температурах, так как с понижением температуры деформации вероятность мартенситного превращения стали дан­ного состава возрастает (рис. 15) [151]. Поэтому в последнее время в качестве критерия определения пригодности металла для криогенных изделий принимают отсутствие мартенситного пре -

зо
вращения в условиях деформирования (растяжение до разрыва) при рабочих температурах. Такая методика значительно жестче реальных условий и в максимальной степени гарантирует экс­плуатационную надежность изделий. Не менее важным и более точным критерием работоспособности нержавеющих сталей и сварных соединений из них при весьма низких температурах является стабильность аустенита (отсутствие і -<■ M-превраще­ния) металла сварных соединений, в том числе металла шва и околошовной зоны, при длительном испытании образцов на растяжение под напряжением не только в пластичной, но и в упругой области при рабочей (низкой) температуре. Опыты показали, что после шестичасовой выдер­жки под напряжением 0,5 з0ії при темпе­ратуре —253° С в стали Х18Н10Т обнару­живается до 16% мартенситной фазы [66].

Деформации % Рис, 15 Кривые влияния пластической деформа­ции (до разрушения) при различных температурах на количество мартенси­та в стали 1151].

С повышением величины упругих напря­жений количество мартенсита в такой стали возрастает, а продолжительность выдержки для достижения данной степе­ни мартенситного превращения умень­шается.

При образовании мартенсита дефор­мации при низких температурах повы­шается твердость металла (рис. 16), сни­жается его пластичность и вязкость (осо­бенно при низких температурах) и резко повышается чувствительность К КОНЦЄНТ - іа всі;

раторам напряжений, что в свою очередь может обусловить хрупкое разрушение сварного изделия.

Стабильность аустенита хромоникелевых сталей и сварных швов при весьма низких температурах обеспечивается за счет легирования элементами, снижающими температуру f -*■ М-пре­вращения. По возрастающей степени действия на снижение тем­пературы мартенситного превращения хромоникелевых сталей легирующие элементы располагаются в следующей последова­тельности: кремний, марганец, хром, никель, углерод, азот [231]. Если принять способность никеля стабилизировать аустенит за единицу эквивалента, то эффективность действия остальных эле­ментов выражается следующими коэффициентами: кремния — 0,45; марганца — 0,55; хрома — 0,68; углерода и азота — по 27.

При этом необходимо учитывать двойственную роль хрома и кремния. С одной стороны эти элементы, снижая температуру мартенситного превращения, способствуют получению стабиль­ного аустенита хромоникелевой стали, с другой — они сужают Т - область при высоких температурах, способствуя таким обра­зом появлению в этой стали ферритной составляющей.

	-V
		Чтл -V -
	г	-а - V

| ПО |-дя? I

! 260

-ООО -200 -100 0 *50 Температура ОефСрнации, °С

Рис. 16. Графики влияния температуры пластической деформации до разрушения на твердость: I — стали XIBHI0T: ! — стали Х23Н28МЗДЭТ.

чоо „ т ^)80

Существует несколько эмпирических формул для определения температуры начала мартенситного превращения в хромоникелевых аустенитных сталях. Содержание хрома, никеля и углерода в стабильно-аустенитной стали связано между собой зависимостью [236]

Поскольку азот действует аналогич­но углероду, при расчетах следует пользоваться зависимостью, учитываю щей содержание азота в стали:

Сг— 16 (C + N) .

N1

Для расчета температуры мартен­ситного превращения хромоникелевых сталей с обычным содержанием марганца и кремния предложена формула [20]

Мн’с =1174 — 37 X % Сг — 57 X % Ni — 1450 X (% С + % N).

С увеличением содержания в стали стабилизаторов аустенита, прежде всего никеля и азота, уменьшается способность стали к наклепу. Это хорошо видно из рис. 17 [49]. Наибольшие изме­нения происходят у стали типа 18-8 и наименьшие — у стали 23-21. Испытания показали, что способными деформироваться без мартенситного превращения при температурах до —253 и —269° С являются также хромоникелевые стали типа 23-18 и 25-20 с низким содержанием углерода. При эксплуатации в условиях весьма низких температур (до —253° С) надежными являются также стали, содержащие 0,03% С, 18% Сг, 12—14% N [108]. Хорошими свойствами при низких температурах обладают также стали с отношением количества Ni: Сг = 0,7—1,1, содер­жащие до 0,03% С и 0,15—0,25% N.

Стабильность аустенита можно оценивать по температуре, выше которой 30%-ная деформация не приводит к f -*■ Л4-пре - вращению [272]. На основании экспериментальных данных полу­чена формула для определения этой температуры:

Md3о = 413 X (% С + % N) -9,2 X % Si —8,1 X % Мп —

— 13,7 X % Сг —9,5 X % Ni - 18,5 X % Мо.

Работоспособность изделий из аустенитных сталей при низ­ких температурах зависит не только от стабильности аустенита при рабочих температурах, а также от вязкости и пластичности, которые в свою очередь сильно зависят от наличия фаз выделе­ния по границам зерен [133], в том числе фаз старения, способ­ствующих межэеренному разрушению металла, особенно при отрицательных температурах. Вторичными фазами выделения при отпуске хромоникелевых сталей с азотом могут быть карби­ды и нитриды, например при отпуске закаленной аустенитной стали [47, 202], а также, по-видимому, оксиды. Поэтому, кроме обеспечения стабильности аустенита, в сталях, предназначаемых для изделий, работающих при весьма низких температурах, должно быть минимальное количество углерода и кислорода; со­держание азота из этих условий в хромоникелевых сталях сле­дует ограничивать 0,15—0,25%- В нержавеющих сталях обычной выплавки количество азота не превышает 0,05%. Дополнитель­ная присадка азота в пределах 0,12—0,25% оказывает весьма благоприятное влияние на свойства и свариваемость хромони­келевых сталей (см. гл. V и VI). Влияние азота на механические свойства хромоникелевой стали типа 18-10 с низким содержанием углерода показано в табл. 4. При введении азота в исследован­ном количестве повышаются пределы прочности и текучести, лишь незначительно снижаются характеристики пластичности; вязкость металла при этом мало изменяется. Повышение предела текучести этой стали за счет легирования азотом полезно также для предотвращения избирательной коррозии металла около- шовной зоны сварных соединений.

При совместном введении в сталь азота и ниобия или, тем более, азота и титана, образующих нитриды (точнее карбонит - риды), нейтрализуется аустенитизирующее действие первого и стабилизирующее действие вторых. Поэтому к совместному введению азота и указанных карбидообразующих элементов при­бегают лишь в отдельных случаях для придания стали особых свойств, например для уменьшения склонности к росту зер­на и др.

		Содержа -	Механические свойства
Марка	Толщи -	*//«*■	да			нг°місм>
О00Х18Н12	12	0,020	23,6-24,6	50,5-51,5	62,5—66,4	76,6-78,2	>35,0
23,9	51,0	63,9	77,1	>35,0
ОООХ18НИ	8	0,028	23,2—27.2 25,2	54.2—54,9 54,5	67,7—69,2 68,4	78,5-78,6 78,6	30,2—34,0 32,1
00Х18Н11	12	0,081	28,3—28,5 28,4	57,2—57,4 57,3	59,5—59,5 59,5	75,8—75,8 75,8	28,3—32,6 30,5
000Х19АН12	12	0,200	39,8—41,7	70,6-71,1	45,7—48,1	71.6	>35,0
40,9	70,7	46,7	71,6	>35,0
00Х18АНЮ	И	0,265	39.8—41,8 4078	71,1—71.6 71,3	53,3—55,4 54,3	74,2-75,8 75,0	34,4—36,0 35,2

Таблица 4

Механические свойства хромоннкелевых сталей с различным содержанием азота

Примечание. Содержание прочих элементов составляло: а стали 000Х18Н12 — 0,029%С, 0,20% Мп, 0,33% Si, 175% Сг, 11,6% Ni; а стали 000Х18Н11 — 0,02%С, 0,80% Мп, 0,16% Si, 17,5% Сг, 11,6% Ni; в стали 00Х18НП — 004% С, 0,50% Мп, 0,08% Si, 18% Сг, 10,5% Ni; в стали 000XI9AH12 — 0,03% С, 1.40% Мп, 0,52% Si, 19,21% Сг, і 1,6% Ni; в стали 00XI8AHI0 — 0,035% С, 0,75% Мп, 0,44% Si, 18% Сг, 10,0% Ni.

С уменьшением содержания углерода в хромоникелевой ста­ли возрастает растворимость и снижается диффузионная способ­ность азота в аустените, следовательно уменьшается возмож­ность выделения нитридов из твердого раствора при повторном нагреве в опасном интервале температур и при пластической де­формации. Поэтому присадка азота в сталь с целью стабилиза­ции ее аустенита при низких температурах особенно целесообраз­на при одновременном снижении содержания углерода в ней до уровня растворимости в твердом растворе при комнатной темпе­ратуре (0,01—0,02%)' Наряду с максимально возможным сниже­нием содержания углерода, а также повышением содержания никеля, хрома и присадкой оптимального количества азота для обеспечения высокой пластичности и вязкости металла при низ­ких температурах следует максимально уменьшить содержание в нем неметаллических включений, а также серы и фосфора. Для этого рационально применять вакуумную плавку пли электро - шлаковый переплав стали. В отдельных случаях, особенно при производстве высококачественных сварочных проволок из особо­чистого металла, можно применять электронно-лучевой или плазменно-дуговой переплав. Последний наиболее рационален при улучшении азотосодержащих хромоннкелевых и, тем более, хромоникельмарганцевых сталей и проволок, так как при этом в отличие от обычной вакуумной плавки и электронно-лучевого переплава, представляется возможным не только сохранить ис­ходное (заданное) количество азота и марганца, но при необ­ходимости даже повысить содержание азота за счет ведения процесса в контролируемой атмосфере.

Применение этих способов рафинировки металла особенно полезно именно в рассматриваемом случае, так как достаточно чистые от газов, неметаллических включений и вредных приме­сей (серы, фосфора) и с весьма низким содержанием углерода хромоникелевые аустенитные стали сохраняют пластичность при низких температурах даже прн наличии до 15% феррита [288]. В результате исследований опытных плавок автор установил, что хромоникелевые стали типа 18-15, 21-16 и 23-16 с азотом (до 0.25%) и весьма низким содержанием углерода, серы, фосфора и неметаллических включений обладают хорошими механически­ми свойствами при температурах до 269° С. Особенно заметно повышается вязкость очищенного переплавом металла при низко­температурных испытаниях. Так, например, ударная вязкость стали 0Х2ІН5АГ7 с 0,159% N обычного производства при темпе­ратуре 20° С составляла около 30 кГ • м/см2 и при —196° С —

10,0 кГ • я! см?, а после плазменно-дугового переплава, выполнен­ного канд. техн. наук В. И. Лакомским (содержание азота при этом незначительно повысилось — до 0,198%), при +20°С удар­ная вязкость стала 29,5 кГ • м/см2 и при —196° С — 17,0 кГ - м/см2.

Кроме описанных, к стабильноаустенитным относятся также сталь марки 0Х23Н28МЗДЗТ и другие подобного типа. Однако такая их структура обусловлена высоким содержанием никеля и меди из условий обеспечения коррозионной стойкости в неокис­ляющих агрессивных средах.

В табл. 5 приведены механические свойства наиболее рас­пространенных и некоторых перспективных марок хромоникеле­вых аустенитных сталей.

Таблица 5

Механические свойства хромоникелевых аустенитных нержавеющих сталей

(технические требования)

Марка	Термическая обработка	Ме	као"й™	„е
КГ1НМ‘	А.
не менее
0XI8H10	Закалка от 1050—1100°С в воде или
	на воздухе..	21	52	43
ООХ18НЮ	То же. ..........	18	50	45
ОООХ18Н11	То же............	18	50	50
0Х23Н18	Закалка от 1030—1130°С в воде. .	27	55	30
ОООХ1ЭАНЮ	Закалка от 1050—1100°С в воде или
	на воздухе...	35	65	45
000XI9AH12	То же............	35	65	45
Х18Н10Т	Закалка от 1000—1050°С в воде или
	на воздухе..	24	54	38
0Х18Н'0Т	То же............	21	52	43
(ЭИ 914)
0Х18Н12Т	Закалка от 1050— 1100°С в воде или
	на воздухе..
ОХ18НІ2Б	То же............	18		40
Х17Н13М2Т	Закалка от 1030—1080°С в воде или
	на воздухе..	24	54	37
X17H13M3T	То же............	24	54	37
0Х17Н16МЗТ	То же............	20	52	40
(ЭИ 580)
ООХ16Н15МЗ	Закалка от 1050—1100вС в воде или
(ЭИ 844)	на воздухе..	20	52	40
ООХ17Н16МЗБ	То же............	24	55	30
ОХ23Н2&МЗДЗТ	Закалка от 950—1080°С в воде. .	20	SS	35
(ЭИ 943)

Более детально рассмотрим новые хромоникелевые феррит - но-аустенитные нержавеющие стали марок 0Х22Н6Т, 0X2IH5T (ЭП53), 1Х21Н5Т (ЭИ811) и хромоникельмолибденовую сталь 0Х21Н6М2Т (ЭП54), разработанные в ЦНИИЧермет [12, 14, 171, 172] для частичной замены сталей Х18Н10Т и Х17Н13М2Т с целью экономии никеля. Двухфазные хромоникелевые и хромо - никельмолибденовые стали с азотом (0Х21Н5АБ, 0Х21АН5 и 0Х21Н6АМ2) ^ представляют особый интерес с точки зрения свариваемости и коррозионной стойкости и будут рассмотрены ниже. |

Рис. 17. Графики влияния температуры 15%-ной де­формации на изменение твердости и количества ферритной (мартенсит - ной] фазы хромоникеле­вых сталей; / — типа 18-8; 2 — типа 18-9; 3 — типа 23-21.

Первые исследования двухфазных фер - *•* 200 ритно-аустенитных сталей с высоким ко - so личеством феррита были опубликованы «« давно [224, 225, 260, 267, 212, 214]. Однако |' только в последние 8—10 лет ферритно - аустенитные стали оказались объектом 5 0 большого количества исследований и на - | - гоо - iso - юо - so о so ходят применение за рубежом и в Совет­ском Союзе.

По сравнению с аустенитными сталя­ми типа 18-10 и 17-13-2 в ферритно-аусте - нитных хромоникелевых и хромоникель - молибденовых сталях содержание никеля уменьшено до 5—6%, а хрома несколько увеличено главным образом из условий предотвращения образования мартенсит - ной фазы. Причем в советских марках стали этого класса содержание хрома находится в пределах 20—23%, а в зарубежных — значительно больше (25—30%) при одинаковом содержании никеля.

Согласно диаграмме состояний сплавов Fe—Сг—Ni (рис. 18), ферритно-аустенитные хромоникелевые стали типа 21-5 обла­дают некоторыми характерными особенностями: / — область су­ществования двухфазной структуры в них находится в интервале температур 20—1200° С; 2 — при нагреве стали выше температу­ры 1100° С аустенит превращается в феррит, причем тем в боль­шей степени, чем выше температура п длительность нагрева; при температуре выше 1200° С происходят полное Т а-превраще - ние; при последующем охлаждении возможно обратное превра­щение феррита в аустенит, однако степень этого превращения и, следовательно, конечное соотношение количества структурных

составляющих зависит от скорости охлаждения стали: при весь­ма быстром охлаждении может полностью зафиксироваться структура, полученная при высокотемпературной выдержке; 3 — при изотермической выдержке в области температур 800— 900° С в стали возможно образование хрупкой составляющей — 75%Ге 0 -фазы; 4 — в связи с тем что феррит -

Содержание Nt, % Содержание Сг. % Рис. 18. Диаграмма со­стоянии Fe—Сг—N1 прн постоянном содержании железа 75% [267].

ноаустенитные стали поставляются в закаленном состоянии с температур 950—1050° С, неизбежна разница по со­держанию хрома и никеля между фер - ритной и аустенитной фазами. Это подтверждается анализом химсостава структурных составляющих.

/		ч	Л.
І/	'	г?	к -
(		ч
			а»

Содержание ы<. % Рис. 19. Графики влия­ния никеля на механи­ческие свойства стали марки Х22Т [172].

Важным преимуществом ферритно-аустенитных хромоникеле­вых и хромоннкельмолибденовых сталей является их высокие ха­рактеристики прочности (от, о„) при достаточно высоких пла­стичности и вязкости. Из рис. 19 [172] видно, что предел текучести этих сталей при 5—7% Ni в 1,5—2 раза, а предел прочности в 1,2—1,5 раза выше соответствующих характеристик однофаз­ных чистоферритных или аустенитных сталей. Эти данные по­лучены при испытании лабораторных плавок. Испытания ряда промышленных плавок ферритно-аустенитных сталей показали, что их характеристики прочности несколько ниже, чем указанные на рис. 19, однако все же значительно превосходят характери­стики аустенитных сталей. На основании опытных данных уста­

новлены технические требования к механическим свойствам ста­лей этого класса (табл. 6).

Таблица 6

Механические свойства ферритно-аустенитных хромоникелевых сталей (технические требования) Марк! л» ■г'“' 0Х21Н5Т (ЭП53) Закалка от 1000—1050°С. охлажде­ ние в воде....... 35 18 JX21H5T (ЭИ811) То же................ 40 70 14 0X2IAH5 То же............... ...... 35 70 22 0Х21Н6М2Т То же................ 35 60 18 (Э1154) 0Х21Н6АМ2 То же................ 35 70 22 0Х23Н13 Закалка от 1030—1100°С, охлажде­ ние в воде....... 58 35 ОХЗОАН9 Закалка от 950—1020°С в воде. . . 40 75 20

Примечание. Сталь 0Х23Н13 но количеству аустенитной и ферритной фаз правильнее называть аустеннтно-феррнтной.

Ферритно-аустенитные хромоникелевые стали, содержащие 20—25% Сг, обладают высокой стойкостью против межкристал - литной коррозии [18, 110] и против коррозионного растрескива­ния [18], а также достаточно высокой общей коррозионной стой­костью, не уступающей стойкости хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-9 и 18-10. При введении азота или ниобия с азо­том в хромоникелевую ферритно-аустенитную сталь последняя лучше сваривается и имеет более высокую коррозионную стой­кость после воздействия сварочного термического цикла по срав­нению с аустенитной сталью Х18Н10Т.

Из практики горячей обработки нержавеющих сталей извест­но, что деформируемость ферритной стали при высоких темпе­ратурах понижается с появлением в ней аустенитной фазы, а аустенитной — с появлением в ней ферритной фазы [151]. При­чем при увеличении в ферритной стали f - фазы до 20% и до такого же количества a-фазы в аустенитной стали пластичность понижается незначительно (жирные линии на кривой), н металл с таким соотношением структурных составляющих при темпера-
турах горячей обработки деформируется вполне удовлетвори­тельно (рис. 20) [172]. Благодаря тому, что в ферритно-аустенит­ных сталях, содержащих 40—60% a-фазы при комнатной темпе­ратуре, содержание последней возрастает до оптимального количества при нагреве до температур горячей обработки, эти стали обладают удовлетворительной ковкостью, прокатывае - мостью, штампуемостью в горячем состоянии.

Рис. 20. График влияния со­отношения количества а - и 7 - фаз в стали при высоких температурах на ее горячую деформируемость [172]: o' и о" —области удовлетворп -

Нагрев ферритно-аустенитных ста­лей типа 21-5 и 22-6 до температуры 1100° С не вызывает заметного роста зерна [14, 172], однако конечное содер­жание ферритной и аустенитной фаз зависит от температуры закалки в ин­тервале 950—1050° С. С повышением температуры закалки в указанном ин­тервале количество ферритной фазы несколько уменьшается, а аустенит­ной — возрастает. Например, после за­калки от 950° С содержание феррита в стали 1Х21Н5Т составило примерно 65%, а после закалки от 1050° С 58% [11/1 При повышении температуры на­грева сталей этого типа более 1100°С, особенно выше 1200° С, происходит уве­личение количества и рост зерен фер­ритной фазы, причем тем в большей степени, чем выше температура и длительность нагрева. При тем­пературе 1300° С сталь становится почти чистоферритной с весьма незначительным количеством аустенита, располагающегося по

Таблица 7 Изменение механических свойств стали 0Х21Н5Т толщиной 10 мм в зависимости от скорости охлаждения после пятиминутного нагрева при температуре 1350°С Охлаждение от температуры 1330’С Механические свойства кПмм> к Пмм‘ ... +. к кг-йс*1 В воде.......... С печью, , , . ........................ В состоянии поставки. . 48.4 66.4 45,8 56,1 74.0 80.0 21.3 11.3 27,2 47,8 39,4 60,2 9,4 5,2 14.8

границам феррнтных зерен. Быстрое охлаждение от высоких тем­ператур фиксирует эту структуру. Прочность, пластичность н вяз­кость такого металла ниже, чем в состоянии поставки (после закалки от 1000—1050°С) (см. табл. 7). При медленном охлаж­дении от высоких температур, например с печью, или при весьма кратковременном отпуске предварительно закаленной от высо­ких температур ферритно-аустенитной стали типа 21-5 происхо­дит распад аустенита упомянутых выше прослоек (7-ЛЇ-превращение), вслед­ствие чего прочностные характеристи­ки стали повышаются, а пластичность и вязкость сильно падают (табл. 7 и рис. 21, кривая 2). Аустенит такой ста­ли, закаленной по оптимальному режи­му без перегрева, более стабилен, меньше наклепан, в связи с чем не столь интенсивно распадается при от­пуске, поэтому ударная вязкость стали при этом снижается в меньшей степени (рис. 21, кривая I).

Рис. 21. Кривые влияния продолжительности отпу­ска прн температуре 650° С на ударную вяз­кость стали 0Х21Н5Т тол­щиной 10 мм в состоянии поставки (/) и после за -

При длительном отпуске при 650° С (более I мин на 1 мм толщины), а тем более при более высокой температуре

отпуска (800—900° С) происходит пре - капки в водеот 1250"С(2) вращение части феррита в аустенит, ко­личество аустенитной фазы при этом возрастает до исходного, со­ответствующего количеству в стали, закаленной по оптимальному режиму, благодаря чему ударная вязкость металла повышается, несмотря на выделение карбидов. Полученный в результате тако­го превращения вторичный аустенит имеет пластинчатую форму, напоминающую видманштеттову структуру, и в отличие от обыч­ного аустенита называется і' - фазой.

Хромомарганцевые н хромоникельмарганцевые стали

При исследовании системы сплавов Fe—Сг—Мп [23, 38, 39, 40, 41, 42, 44, 174, 184, 199, 200, 201, 207, 234] было уста­новлено, что в отличие от бинарных сплавов Fe—Мп в тройных сплавах Fe—Сг—Мп количество аустенита прн высоких темпе­ратурах мало зависит от содержания марганца [220, 221, 246].

Особенно это относится к сплавам, содержащим более 15% Сг. Как следует из диаграммы состояний Fe—Сг—Мп (рис. 22) [221] и экспериментальных кривых магнитного насыщения хромомар­ганцевых и хромоникелевых сталей (рис. 23) [220, 241], сплавы, содержащие менее 15% Сг, могут иметь аустенитную структуру при содержании более 10% Мп. Несмотря на то, что влияние мар­ганца на снижение магнитного насыщения менее значительно,

Рис, 22 Диаграмма состояния сплавов Fe—Сг—Мп, содержащих около 0 1 % С, в состоянии после закалки от 1000° С.

Содержание Мп u/>uNt,%

Рис. 23. Изменение магнитного насыщения в сталях, содержа­щих 15 (/) н 18% Сг (2), а за­висимости от содержания мар­ганца [220J и в стали с 18% Сг (.?) в зависимости от содержа­ния никеля [241].

чем влияние никеля, при повышении содержания марганца до 15—16% магнитное насыщение такой стали достигает почти ну­левого значения (рис. 23, кривая /), т. е. сталь при этом стано­вится чистоаустенитной. Если же содержание хрома превышает 15%, то с увеличением количества марганца интенсивность уменьшения магнитного насыщения сильно ослабевает (рис. 23, кривая 2), и получить чистоаустенитную структуру невозможно при любом содержании марганца. Вместе с тем введение марган­ца в высокохромистые безннкелевые стали, содержащие 17— 20% Сг, оказывает благоприятное влияние на их механические свойства (рис. 24) [106]. Причем двухфазная аустеннтно-феррит - ная структура без мартенситной фазы н оптимальные механиче­ские свойства сталей с таким количеством хрома обеспечиваются при 12—14% Мп. Однако пластичность их, в том числе способ­ность к глубокой вытяжке, ниже, чем хромоникелевых [110].

Для получения однофазной структуры и высокой пластич­ности хромомарганцевые стали с содержанием хрома более 15% необходимо легировать элементами, расширяющими область су­ществования т - фазы. К ним в первую очередь относятся никель и азот. Углерод и медь для этого не применяют. Углерод являет­ся сильным аустенизатором, однако ухудшает коррозионную стойкость стали и ее свариваемость, а также приводит к охруп­чиванию металла при термиче­ском воздействии. Медь являет­ся слабым аустенизатором, а также дефицитным материалом и, кроме того, при содержании более 1% может находиться в стали в структурно-свободном виде [174], ухудшая ее свари­ваемость (способствуя образо­ванию горячих трещин в метал­ле околошовной зоны). Поэто­му к легированию хромонике­левых сталей и сварных швов медью прибегают лишь при крайней необходимости для обеспечения коррозионной стой­кости в некоторых агрессивных средах (см. § 3).

Рис. 24. Кривые влияния марганца на механические свойства хроми­стых сталей, содержащих 17— 20% Сг после закалки в воду или на воздухе от 1000—1050" С.

При введении 1—2% Ni уже заметно повышается пластич­ность и вязкость хромомарган­цевых сталей, содержащих 18% Сг и 5—8% Мп. Оптимальные механические свойства сталей с таким содержанием хрома и марганца обеспечиваются при 3—6% Ni. Полностью умягченные закалкой сталн, содержащие 18% Сг, 4—5% Ni и 5—6% Мп, не­смотря на присутствие в них феррита, по пластичности не усту­пают низкоуглеродистым хромоникелевым сталям типа 18-10 [174].

Действие марганца как аустенизатора состоит не столько в расширении у -области, сколько в уменьшении критической ско­рости охлаждения и в увеличении стабильности аустенита при комнатной и более низких температурах [15, 48, 174, 185, 234]. Однако, несмотря на меньшую аустеннтизирующую способность марганца по сравнению с никелем, оказывается возможным и це­лесообразным использовать его стабилизирующее действие на

аустенит. и за счет легирования им нержавеющих хромоникеле­вых сталёй получить аустенитную структуру при меньшем содер­жании никеля (рис. 25 [235] и рис. 26 [234]). Из этих рисунков следует, что при увеличении содержания хрома от 12% до 15— 17% количество марганца, необходимое для получения аустенит - иой структуры, при данном содержании никеля несколько умень­шается. Например, при 8% Ni и 12% Сг минимальное количество

Рис. 25. Структурная диаграмма хро - Рис. 26. Структурная диаграмма хро- моникельмаргаицевых сталей. моникельмарганцевых сталей, содер­ жащих 0,08—0,15% N н 0,10—0,12% С, в состоянии после закалкн на возду­хе от 1075° С.

марганца, при котором сталь имеет аустенитную структуру, со­ставляет 5%, а при 15% Сг и таком же никеле — 4% (рис. 25); при 12% Сг и I % Ni для получения аустенитной структуры необ­ходимо не менее 10% Мп, а при 15% Сг —6% Мп (рис. 26).

Марганец повышает предел текучести как двухфазных фер - ритно-аустеннтных, так и однофазных аустенитных хромоникеле­вых сталей [173]. Например, при увеличении содержания марган­ца от 8 до 16% в двухфазной стали 0Х18Н4 предел текучести повысился примерно с 27—29 до 37—38 кГ/мм2 и в однофазных сталях 0Х15Н4 — с 22—24 до 30 кГ/мм2 и 0Х18Н9 — с 20 до 28 кГ/мм2. Прочность сталей с 4% N1 уменьшается прн введении до 10% Мп, а затем не изменяется. Пластичность стали при ле­гировании марганцем от 8 до 16% мало изменяется. При одном и том же содержании никеля и марганца прочность стали тем больше, чем выше содержание хрома.

Аустенитизирующая способность азота в хромомарганцевых сталях была отмечена многими исследователями [114, 175, 243,

м 248, 249]. Сравнительно недавно Р. Френке с сотрудниками [234] определил область существования аустенита для сталей, содер­жащих до 0,1% углерода, 12—18% Сг, 1—22% Мп, 0—14% Ni и 0 03—0,19% N. При этом было установлено, что стали, содер­жащие до 0.1% С, 16—18% Сг, 7—9% Мп, 3,5—4,5% Ni и 0,12— 0,19% N, имеют чистоаустенитную структуру и по механическим свойствам (пластичности) не уступают хромоникелевой стали типа 18-8. Действие азота на механические свойства хромонике­левых и хромоникельмарганцевых сталей неполностью тожде­ственно действию никеля, Повышая пластичность стали за счет увеличения количества аустенитной фазы, азот вместе с тем значительно повышает пределы текучести и прочности металла. Так, легирование стали, содержащей 18% Сг, 9% Мп н 4% Ni, азотом в количестве 0,16—0,25% повышает предел текучести до 40—45 кГIмм2 [15, 185]. При введении в хромомарганцевую сталь с 16—18% Сг и 13,5—15,5% Мп 0,30—0,40% N (сталь Х17АГ14) обеспечивается не только получение чистоаустенитной структу­ры, но и высокие характеристики прочности, пластичности и вяз­кости [196]. Хорошие результаты в отношении пластичности и вязкости, особенно при низких температурах, все же получа­ются при одновременном легировании стали марганцем, азотом и никелем, причем с таким расчетом, чтобы обеспечивалась одно­фазная аустенитная структура. В отличие от хромомаргаицевых, хромоникелевых и хромоникельмарганцевых двухфазных сталей, пластичность и вязкость которых с уменьшением температуры ниже нуля резко падает, хромоникельмарганцевые стали, допол­нительно легированные азотом и имеющие однофазную аустенит - ную структуру, обладают хорошей пластичностью и вязкостью как при комнатной, так и при отрицательных температурах [47, 194]. Вместе с тем, как показали опыты, выполненные автором с сотрудниками, повышение содержания азота в хромоникель- марганцевой стали выше некоторого предела снижает ее пла­стичность и, особенно, вязкость (табл. 8). Так, при увеличении содержания азота в стали 0Х23Н10АГ8 от 0,30—0,35% до 0,54% ударная вязкость уменьшалась при +20° С — от 21,2 до 17,3 кГ •м/см2 и при —196° С—от 11,2 до 6,4 кГ-м/см2.

Несмотря на то, что большинство хромомарганцевых нержа­веющих сталей содержит небольшое количество углерода, обыч­но действие азота на структуру п свойства учитывают совместно с углеродом. Установлено, например, что суммарное содержание С - f N, необходимое для получения стабильноаустенитной струк­туры хромомарганцевых сталей с 5—14% Мп, зависит от содер­жания хрома и выражается эмпирической формулой C + N = 0,078 (Сг— 12,5) [241]. Оба эти элемента в значительно большей сте­пени, чем хром и марганец, повышают твердость и предел теку­чести хромомарганцевых сталей. Эти характеристики металла пропорциональны содержанию С + 1.2N, т. е. действие азота лишь немногим превышает действие углерода, что обусловлено малым различием в размере радиуса их атомов (0,77 А у угле­рода и 0,71 А у азота). Причем азот, несмотря на меньший раз­мер атома, упрочняет твердый раствор несколько больше, чем углерод, что, как предполагают [241], обусловлено большей ва­лентностью атомов азота (5) по сравнению с углеродом (4).

Таблица 8

Влияние азота в хромонмкельмарганцевой аустенитнон катаной стали 0Х23НІ0АГ8 на ее механические свойства і Химнче кий со став ст вли, і. я Механические свойстве §■1 і % Мп Si Сг N1 N тура 0,08 8,7 0,10 24,0 10,8 0,019 +20 37,8 69,6 46,2 71,6 21,6 -196 - - - 11,6 2 0,08 9,0 0,1 23,5 11,3 0.28 +20 45,4 80,6 49,2 69,1 21,6 - [ - | - + 10,4 3 0,07 9,0 0,1 23,4 10,5 0,35 +20 46.8 84,1 46,3 66,8 21,2 —196 - - - 11,2 0,05 8,1 10.1 24,5 10.8 0,40 +20 53,6 88,1 42,8 67,3 19,0 —196 - 8.7 0,08 9,3 0,1 23,4 11,3 0,54 + 20 58,4 95.8 43,9 66,0 17,3 —196 - - - 6,4

Количество никеля, необходимое для обеспечения стабильной аустенитной структуры хромоникельмарганцевой стали с азотом, можно определить по эмпирической формуле

% Ni = (% Сг[г-20)* _ 0,5% Мп — 30% С — 26% N + 15.

Приведенная формула получена путем корректировки соответ­ствующей формулы Поста и Эберлл [258].

Изложенное относительно стабильности аустенита при низких температурах и при деформировании в такой же степени отно­сится к хромоникельмарганцевым и хромомарганцевым сталям, как и к хромоникелевым. В сталях с малым запасом аустенит - ности в условиях нагружения при низких температурах в зави­симости от состава стали, температуры и величины напряжения образуется то или иное количество мартенсита, а в сталях, обла­дающих требуемым запасом аустенитности, зависящем от содер­жания аустеннтизирующих элементов, а также содержащих повышенное количество хрома (19—23%) и мало углерода (до 0,03%), сохраняют при низких температурах аустенитную струк­туру прн нагружении как в упругой области, так и при дефор­мировании до разрыва. Если, например, в метастабильной стали Х14Г14НЗТ, подобно 0Х18Н10Т, после 8-часовой выдержки при температуре—196° С и постоянном напряжении о 0,5 et обра­зуется до 15—20% мартенситной фазы, то в низкоуглеродистой

Ni„KH

хромоникельмарганцеазотистои стали с отношением^— = —1,0-г 1,4 в тех же условиях 7 -* .М-превращение не происходит. Деформирование растяжением до разрушения сталей 0Х21Н5АГ7 и 000X2ІН5АГ7 уже при комнатной температуре подобно стали 0Х18Н10Т( см. рис. 16) приводит к повышению мнкротвердости первой от 250 до 400 кГ/мм2 и второй от 225 до 425 кГ/мм2, а де­формирование при температуре —196° С микротвердость первой и второй сталей повышается до 525—530 кГ/мм2. При этом в структуре обеих сталей обнаруживается значительное количе­ство мартенситной фазы. Иная картина наблюдается в низко­углеродистых хромоникельмарганцевых аустенитных сталях с до­статочно высоким запасом аустенитности при <~гэкп = 0,9—1,4 или даже аустеннтно-ферритной стали с небольшим количеством фер­ритной фазы (5—8%), но с повышенным содержанием хрома (21—23%). Так, в однофазной аустенитной стали 000Х23Н16АГ8 и в аустеннтно-ферритной 000Х23Н13АГ8 аналогично стали 0Х23Н28МЗДЗТ (рис. 16) мартенситное превращение при низко­температурном деформировании не происходит и повышение микротвердости аустенитных зерен с понижением температуры деформирования в них не наблюдается. Несколько возрастает микротвердость (от 200 до 275—290 кГ/мм2) аустенитных зерен вледствне наклепа.

Полученные данные при исследовании стали 000Х23Н13АГ8 свидетельствует о том, что присутствие в аустенитной стали не­большого количества ферритной фазы не является настолько вредным для работоспособности изделий, эксплуатирующихся при температурах до —196° С, чтобы ограничиться использова­нием для них исключительно однофазных аустенитных сталей. Важным в данном случае является не столько присутствие не­большого количества (до 5—8%) феррита, сколько стабильность аустенитной фазы данной стали в условиях нагружения при низ­ких температурах. Не исключено также использование сталей ХІ4ГІ4НЗТ и Х14ГІ4Н4Т для изделий, работающих без динами­ческих нагружений при температуре до —196° С.

Таблица 9

Механические свойства хромомарганцепых и хромоникельмарганцепых сталей

(технические требования)

Марка	термической обработки
не менее
Х14Г14Н	Закалка от 1050—П00°С в воде. .	30	65	зо
Х14Г14НЗТ	Закалка от 1000—1080°С в воде. .	30	70	35
(ЭИ7П)
Х17АГ14 (ЭП213)	Закалка от 1050—1100°С в воде. .	35	70	30
		(по согласованию)
Х17Н4АГ9	Закалка от 1030—1100°С в воде. .	Зо	70	45
(ЭИ878) 017Н5Г9АБ	Закалка от 1000—1080°С в воде. .	35	70	40
(ЭП55)
Х18Н2АГ5 (ЭП26)	Закалка от 980—1СОО“С па воздухе	70	120	30
1Х25Н16Г7АР	Закалка от 1050—1150°С па воздухе	40	75	50
(ЭИ835) 000Х21Н5АГ7	Закалка от 1050— 1100вС в воде. ,	40	75	40

Для изделий же, работающих в тяжелых условиях нагруже­ния при более низких температурах, по-видимому предпочти­тельнее использовать чистоаустенитную хромоникельмарганце - вую сталь, тем более, что для хорошей свариваемости (отсутствие горячих трещин) присутствие ферритной фазы в швах с высоким содержанием марганца необязательно.

В табл. 9 приведены рекомендуемые режимы термической обработки и технические требования к механическим свойствам хромомарганцевых и хромоникельмарганцевых нержавеющих сталей.