Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосберегающие экономнолегированные сплавы и упрочняющие технологии, обеспечивающие эффект самозакалки

Подождите немного. Документ загружается.

Полученные данные позволяют заключить, что старение при 250

С приводит к уменьшению

подвижности дислокаций. Еще в большей мере это проявляется после старения в интервале 350-500°

С.

Об этом свидетельствует уменьшение тангенса угла наклона амплитудной зависимости внутреннего

трения к оси абсцисс

(

)

γα ∆∆=

−1

Qtg и увеличение критической амплитуды

′

. Для стали

04Х2Н5МФД1Ю1 это представлено на рис. 2.9. При температуре выше 500

С происходит увеличение

подвижности дислокаций. Этому соответствует увеличение

и снижение

′

[69, 72].

Рис. 2.9. Изменение

∆

−1

tg (1) и

′

(2) в зависимости от температуры старения 2 ч

Электронномикроскопические исследования показывают, что с увеличением температуры и

выдержки при старении происходит уменьшение плотности дислокаций и формирование вначале

ячеистой (рис. 2.10, а, б), а затем полигональной субструктуры в мартенситной матрице [69, 72].

Наибольшее развитие процесс полигонизации α–твердого раствора получает при 650

С (рис. 2.10, в, г).

После 2 ч выдержки внутри реек хорошо видны субзерна, имеющие четкие дислокационные границы

(рис. 2.10, г).

Выдержка после старения при 580

С 20 ч выделения укрупняются и становятся хорошо

различимы (рис. 2.11, а, б). Электроннограммы показывают, что это фаза Ni

Al (рис. 2.11, в). Старение

при 650

С 10 ч приводит к коагуляции частиц. На электроннограммах, снятых с различных участков

фольги, обнаруживаются рефлексы, принадлежащие фазе Ni

Al, и единичные слабые рефлексы фазы

NiAl. Выделяющиеся в процессе старения в сталях 04Х2Н5МФЮ1 и 04Х2Н5МФД1Ю1 фазы одни и те

же. Обнаружить выделения медьсодержащей фазы во второй стали не удается, что можно объяснить ее

малым количеством и большой дисперсностью частиц. Возможно также образование сегрегации меди на

дислокациях [69, 72].

Изменяя режим термообработки, можно в широких пределах варьировать механические свойства

малоникелевых МСС [75]. Изучалась удельная работа зарождения и развития трещины (табл. 2.4) при

разделении ударной вязкости методом осциллографирования [76]. Определение характера излома

проводилось электронномикроскопическим методом [72]. Температура испытания составляла −40

С,

время выдержки при различных температурах старения – 2 ч.

а б

в г д

Рис. 2.10. Электронномикроскопическая структура стали 04Х2Н5МФД1Ю1 после закалки

и старения: а – 550°

С 15 мин; б – 550°

С 10 ч; в – 650°

С 2 ч; г – 650°

С 10 ч; х 15000;

д – электроннограмма после старения при 550°

С 10 ч

а б в

Рис. 2.11. Электронномикроскопическая структура стали 04Х2Н5МФД1Ю1 после закалки

и старения при 580°

С 20 ч: а – светлопольное изображение структуры;

б – темнопольное - в рефлексе (100) феррита х 2000; в – микродифрактограмма

Таблица 2.4

Влияние температуры старения (выдержка 2 ч) после закалки с 970

С на удельную работу

зарождения и развития трещины в сталях 04Х2Н5МФЮ1 и 04Х2Н5МФД1Ю1 при –40

Удельная работа, КСU

−40

, МДж/м

Сталь

Температура

старения,

на зарождение

трещины

на развитие

трещины

после закалки 0,45-0,55 0,65-0,75

450 0,15-0,25 0,30-0,40

550 0,05-0,07 0,37-0,45

600 0,25-0,30 0,85-0,95

04Х2Н5МФЮ1

650 0,50-0,56 1,08-1,15

после закали 0,28-0,32 0,65-0,75

450 0,03-0,05 0,20-0,28

550 0,05-0,07 0,30-0,34

600 0,18-0,20 0,58-0,68

04Х2Н5МФД1Ю1

650 0,38-0,44 0,76-0,77

В закаленном состоянии обе исследованные стали обладают высокой ударной вязкостью при

−40

С. Доля удельной работы, затрачиваемая на развитие трещины, после закалки составляет ~ 70 % от

всей работы удара. Излом имеет «чашечный» характер, что соответствует вязкому разрушению (рис.

2.12, а). После старения при 450–500

С происходит существенное уменьшение ударной вязкости.

Изменяется характер излома. В 04Х2Н5МФЮ1 он становится смешанным с преобладанием хрупкой

составляющей (рис. 2.12, б). В изломе доля вязкой составляющей не превышает 5-7 %. Увеличение

температуры старения до 550

С приводит к некоторому повышению работы развития трещины и

соответственно возрастает доля вязкой составляющей (рис. 2.12, в). После старения при 600 и 650

работа зарождения и развития трещины для обеих сталей резко возрастает до уровня закаленной (600

С)

или даже превышает его (650

С). Разрушение носит полностью вязкий характер. Ударную вязкость

стали в состаренном состоянии на повышенную прочность можно увеличить на 0,15-0,20 МДж/м

за счет

получения в структуре небольшого количества аустенита [72, 77]. Это достигается проведением перед

старением повторной закалки (нормализации) из межкритического (α + γ) интервала, в результате

которой получается 7-12 % аустенита.

а б

в г

Рис. 2.12. Микрофрактограммы поверхности излома стали 04Х2Н5МФЮ1 при −40°

С: а - в закаленном

состоянии; б, в, г - после закалки и старения при 500, 550 и 650°

С соответственно; х 8000 х 2

После двойной закалки (нормализации) с 970 и 850

С и последующего старения при 550

С 2 ч стали

04Х2Н5МФД1Ю1 могут быть получены следующие механические свойства: σ

0,2

= 1130 МПа, σ

1240 МПа, δ = 12,5 %, ψ = 60 %, KCU = 1 МДж/м

. Таким образом, получение в структуре наряду с

мартенситом и интерметаллидами аустенита является важным резервом повышения сопротивления

исследованных сталей разрушению.

Сопоставляя изменение механических свойств при старении с изменениями физических свойств и

структуры, можно заключить, что упрочнение обусловлено образованием сегрегаций на дислокациях

атомов легирующих элементов и выделением дисперсных интерметаллидов. Сопровождающее

упрочнение охрупчивание является следствием закрепления дислокаций и выделения частиц

пластинчатой формы по границам бывших аустенитных зерен и мартенситных реек. Разупрочнение при

нагреве на 600-650

С и повышение ударной вязкости связано с полигонизацией α-твердого раствора и

коагуляцией интерметаллидов. Для повышения пластичности необходимо перестаривание, а также

получение в структуре небольшого количества аустенита.

2.6. Влияние пластической деформации на кинетику старения и свойства малоникелевой МСС

Исследовалось влияние высокотемпературной деформации и ХПД на процессы старения и свойства

малоникелевой стали 05Х2Н5МФД1Ю1 [78]. Пластическая деформация осуществлялась прокаткой с

обжатием 15-60 %. Высокотемпературную деформацию проводили при 850-900

С и совмещали с

последующей немедленной закалкой в воде. Холодному наклепу подвергали предварительно закаленные

заготовки. Определялись механические свойства. Испытания на усталость проводились при

симметричном изгибе с вращением. Для оценки склонности стали к хрупкому разрушению определяли

работу удара на образцах с инициированной трещиной усталости KCU

Т.У

и величину пластического

прогиба f

ПЛ

при статическом изгибе образцов размерами 6 х 10 х 60 мм с надрезом глубиной 2 мм и

радиусом закругления 0,5 мм. Фрактографическим методом исследовали характер изломов. Об

интенсивности протекания процессов старения судили по изменению электросопротивления, параметра

решетки, ширины линии (211)

мартенсита и коэрцитивной силы. Для закаленной стали

05Х2Н5МФД1Ю1 характерно сравнительно слабое упрочнение при ХПД, о чем свидетельствует

небольшое увеличение твердости (табл. 2.5). Аналогичная закономерность наблюдается и для

сложнолегированных мартенситностареющих сталей [79]. Еще в меньшей мере, чем холодный наклеп,

упрочняет эту сталь высокотемпературная деформация при 900

С. Твердость незначительно

увеличивается лишь при обжатиях до 30 %, а далее остается неизменной (табл. 2.5) [78].

Таблица 2.5

Влияние степени пластической деформации при 20 и 900

С на ширину линии (211)

и твердость (HV) стали 05Х2Н5МФД1Ю1 до и после старения при 500

С 2 ч

Твердость, HV, МПа Температура

деформаций, t,

Степень

деформации, ε

, %

Ширина линии

(211)

, β10

−3

, рад

до старения после cстарения

без деформации 21 3180 4100

10 14 3300 4250

30 16 3600 4400

60 19 3790 4600

без деформации 21 3100 4100

10 21 3200 4180

30 23 3400 4300

900

60 23 3400 4300

Влияние высокотемпературной деформации и ХПД на ширину линии (211)

различно. Прокатка при

900

С на 30-60 % приводит, хотя и к небольшому, но все же заметному ее увеличению, что следует

связывать с повышением плотности дефектов кристаллического строения и уровня микроискажений.

При

ХПД до 10 % ширина линии (211)

снижается, а при дальнейшем увеличении степени деформации

увеличивается. Однако даже после деформации на 60 % она остается меньше, чем после закалки.

Уменьшение ширины рентгеновских линий мартенсита под действием небольшой ХПД наблюдалось

также в работе [80]. Для безуглеродистого мартенсита это объясняется уменьшением при деформации

упругих микроискажений, возникающих при γ → α' превращении. Последнее подтверждается

существенным (почти в 2 раза) снижением коэрцитивной силы [78] после малых степеней пластической

деформации. Она обеспечивает дополнительное упрочнение по сравнению с недеформированным

состоянием. Как для деформированной, так и недеформированной стали твердость возрастает при

увеличении температуры старения до 500

С. Дальнейшее ее повышение приводит к разупрочнению

стали. Одновременно уменьшается и различие в твердости деформированных и недеформированных

образцов [78]. Наблюдаемое дополнительное упрочнение деформированных образцов во время старения

объясняется сохранением повышенной плотности дефектов кристаллического строения, а также

интенсификацией распада пересыщенного α′-твердого раствора. Об этом свидетельствует более быстрое

изменение параметра решетки мартенсита в деформированных образцах по сравнению с

недеформированными (табл. 2.6). Как и следовало ожидать, ХПД ускоряет процессы выделения в

большей мере, чем высокотемпературная деформация. Полученные выше закономерности подтверждает

и характер изменения удельного электросопротивления (ρ) [78]. Исходя из предположения, что его

уменьшение при старении обусловлено, главным образом, обеднением α′–твердого раствора

легирующими элементами, проводилась оценка зависимости доли его распада

(

)

y от длительности

старения

(

)

. Полученные данные в координатах

τln

lnln −

− y

удовлетворительно совпали с

прямой линией (рис. 2.13).

Таблица 2.6

Изменение параметра решетки мартенсита в зависимости от времени старения при 500

стали 05Х2Н5МФД1Ю1, подвергнутой предварительной деформации на 30 % при 20 и 900

Параметр решетки мартенсита, а, нм

Время старения,

τ, ч

без

деформации

деформация

при 900

деформация

при 20

без старения 0,28755 0,28755 0,28755

0,5 0,28750 0,28746 0,28738

1 0,28748 0,28739 0,28731

2 0,28741 0,28738 0,28731

3 0,28740 0,28735 0,28730

4 0,28740 0,28735 0,28730

Рис. 2.13. Зависимость

τln

lnln −

− y

для стали 05Х2Н5МФД1Ю1:

1 – без деформации; 2, 3 – деформация на 30 % при 900 и 20

С соответственно;

а – старение при 450

С; б – при 500

-1,6

-0,8

y−1

lnln

-0,8

y−1

lnln

Отсюда следует, что для анализа кинетики старения стали 05Х2Н5МФД1Ю1 может быть

использовано соотношение [81]:

























−−=

exp1

, (2.3)

где

- доля распадающегося пересыщенного раствора;

- время старения;

– постоянные.

При 450

С изменение длительности старения в исследованном интервале выдержек (до 12 ч) не

вызывает изменения

. При 500

С начальным стадиям старения (до 2 ч), для которых характерны

интенсивные изменения

, соответствует другое значение

, чем поздним стадиям, когда

изменяется слабо (табл. 2.7).

Таблица 2.7

Кинетические параметры

после деформации и старения стали 05Х2Н5МФД1Ю1

Старение при 500

Старение при

450

, мин

Режим обработки

I участок II участок I участок II участок

Закалка 0,4 418 0,7 0,2 41 5

Деформация 30 % при:

900

0,4

243

172

0,7

0,6

0,3

Повышение температуры старения приводит к ускорению процесса выделения и поэтому не

исключено, что изменение

при 500

С может быть обусловлено исчерпанием мест зарождения

выделяющихся фаз [82]. По величине показателя

можно судить о предпочтительном механизме

протекания процесса старения. В случае старения при 450

С, а также при небольших выдержках при

500

C постоянная близка к 0,5. Это показывает, что выделение фаз в стали 05Х2Н5МФД1Ю1 может

происходить в основном по границам бывших аустенитных зерен и реек мартенсита. Одновременно с

этим важную роль в упрочнении стали должно играть закрепление дислокаций сегрегациями атомов.

Постоянная

может быть использована для оценки интенсивности распада твердого раствора. Ее

уменьшение иллюстрирует ускоряющее влияние на процессы старения высокотемпературной, и тем

более ХПД. Повышение температуры старения от 450 до 500

С приводит к некоторому ослаблению

такого влияния, о чем свидетельствует уменьшение различия в значениях

для деформированных и

недеформированных образцов. Постоянная

зависит от скорости диффузии растворенных атомов и

числа центров зарождения новой фазы [81]. Механические испытания после 2 ч старения при 500

показали, что высокотемпературная деформация при 900

С на 30 % по сравнению с

недеформированным состоянием обеспечивает повышение пределов текучести и прочности на 100 и

150 МПа соответственно. После такой обработки наблюдается увеличение пластичности и ударной

вязкости (табл. 2.8). Благоприятное влияние ВТМО на ударную вязкость реализуется лишь после

старения в интервале 450-500

С, в котором имеет место охрупчивание стали, связанное с развитием

процессов дисперсионного твердения. Изменение при ВТМО температуры деформации в интервале 850-

900

С и степени обжатия от 30 до 45 % существенно не сказываются на получаемом комплексе свойств,

а при снижении степени обжатия до 15 % эффект уменьшается.

Высокотемпературная деформация при 900

С на 30 % приводит к увеличению доли вязкой

составляющей в изломе (табл. 2.8). После старения при 550

С предварительная ВТМО обеспечивает не

только увеличение ударной вязкости при комнатной и отрицательной температурах, но и способствует

повышению ее у образцов с нанесенной усталостной трещиной (KCU

), а также величины прогиба (f),

определенного при статическом изгибе образцов с надрезом (табл. 2.8). ВТМО повышает сопротивление

малоникелевой МСС в состаренном состоянии усталостному разрушению (рис. 2.14) [78]. ХПД на 30 % в

несколько большей степени, чем ВТМО с таким же обжатием повышает прочностные свойства после

старения при 500

С (табл. 2.8). Значительный прирост прочностных свойств достигается при обработке

по режиму: старение – ХПД – старение. Если ХПД осуществляется с обжатием 30 % для получения

максимального эффекта упрочнения, окончательное старение следует проводить при 500

С, а

предварительное – при более низкой температуре (450

С) [78].

Таблица 2.8

Механические свойства стали 05Х2Н5МФД1Ю1 после деформации и старения

Старение при 500 °C 2 ч Старение при 550

С 2 ч

KCU, МДж/м

Режим обработки

0,2

, МПа

δ, %

ψ, %

KCU,

МДж/м

+20

-40

-70°

ля вя

кой

cоставляю-

щей,

KCU

МДж/м

f, мм

Закалка 1200 1293

12,5 53,5 0,35 0,40 0,32 0,30 5 0,08 0,47

Деформация 30 %:

при 900

при 20

Старение 450

С, 2ч

+ ХПД 30 % при

1295

1310

1450

1340

1355

1495

13,2

10,3

8,4

58,7

53,7

45,0

0,45

0,30

0,46

0,32

–

0,40

–

0,38

–

10-15

–

0,140

0,062

–

0,86

0,46

–

Рис. 2.14. Кривые усталости стали 05Х2Н5МФД1Ю1, состаренной при 500

С 2 ч:

1 – без деформации; 2 – деформация 30 % при 900

2.7. Химико-термическая обработка малоникелевых МСС

К началу проведения исследований были опубликованы работы, посвященные азотированию

высоконикелевых и коррозионностойких МСС [83, 84]. Применение ХТО для упрочнения

малоникелевых МСС не было исследовано. Поэтому изучены азотирование, цементация, хромирование,

карбохромирование и борирование стали 04Х2Н5МФЮ1 [85, 86]. Ее легирование Cr, Мо, V и Al

обеспечивает высокую твердость азотированного слоя. Кроме того, насыщение азотом этих сталей

можно совмещать с процессом старения. В результате азотирования при 550

С в течение 8 ч закаленных

образцов стали 04Х2Н5МФЮ1 получен диффузионный слой глубиной 0,20-0,35 мм с микротвердостью

на поверхности H

◊0,980

= 14600 МПа при значениях таковой у сердцевины Н

◊0,980

= 4200 МПа и плавным

500

600

700

800

900

10000

100000

1000000

10000000

-1

МПа

переходом твердости от поверхности к сердцевине. Для образования диффузионного слоя такой же

глубины высоколегированную MCC 03H18K9M5TЮ необходимо подвергать азотированию при 450-

500

С 24-48 ч, причем повышение температуры до 550

С вызывает значительное разупрочнение [83].

Возможность применения для 04Х2Н5МФЮ1 более высокой температуры азотирования без

значительного разупрочнения позволяет более чем в 3 раза сократить длительность процесса по

сравнению с продолжительностью азотирования высоконикелевой МСС и известной конструкционной

азотируемой стали 38ХМЮА [85]. Металлографический и послойный рентгеноструктурный анализы

показали [86], что в процессе азотирования 04Х2Н5МФЮ1 при 450-600

С на поверхности образцов

формируется тонкий (≤ 0,035 мм) нетравящийся слой нитридных ε- и γ'–фаз. Далее расположена

основная зона азотированного слоя, обладающая высокой микротвердостью. Она имеет повышенную

травимость и состоит из смеси азотсодержащей α

–фазы и γ'–нитрида. По мере удаления от поверхности

количество γ'–фазы уменьшается, о чем свидетельствует ослабление ее интерференционной линии, а α

–

фаза постепенно переходит в α–фазу исходного состава [86].

Цементацию стали 04Х2Н5МФЮ1 проводили в твердом карбюризаторе при 930

С в течение 6 ч.

После цементации и охлаждения на воздухе образцы подвергали двойной закалке в масле от 860 и 760

с последующим отпуском при 200, 400, 500, 600 и 650

С 1 ч. Для сравнения цементации подвергали

образцы типовой цементуемой стали 12XH3A [86]. После цементации и закалки на обеих сталях были

получены диффузионные слои глубиной до 1,5 мм с твердостью на поверхности HRC 60–62. В

04X2H5МФЮ1 при последующем отпуске в интервале 500–550

С наблюдается эффект вторичной

твердости, обусловленный, как можно полагать, выделением карбидов и интерметаллидов. Высокая

твердость поверхности (НRС 54) сохраняется до 550

С, тогда как твердость стали 12XH3A после

отпуска при этой же температуре значительно снижается (рис. 2.15) [86]. Эффект вторичной твердости

позволяет применять для 04Х2Н5МФЮ1 после цементации и закалки высокотемпературный отпуск, что

важно для деталей, работающих в условиях повышенных температур.

Рис. 2.15. Влияние температуры отпуска на твердость поверхностного слоя (1, 2)

и сердцевины (3, 4) сталей 04Х2Н5МФЮ1 (1, 4) и 12XH3A (2, 3) после цементации и закалки

Хромирование стали 04Х2Н5МФЮ1 проводили при 1050

С в течение 6 ч в смеси, состоящей из

50 % феррохрома, 47 % окиси алюминия и 3 % хлористого аммония. Процесс карбохромирования

включал в себя цементацию в твердом карбюризаторе при 930

С в течение 6 ч и хромирование по

указанному выше режиму. Борирование проводили при 950

С в течение 6 ч в смеси, состоящей из

99,5 % карбида бора и 0,5 % фтористого натрия. После диффузионного хромирования поверхностный

слой толщиной 100 мкм представляет собой полосу легированного феррита с невысокой

микротвердостью (Н

◊0,980

= 3000 МПа), приблизительно равной таковой у сердцевины

(Н

◊0,980

= 3300 МПа). После закалки и старения при 550

С микротвердость повышается до Н

◊0,980

6500 МПа [86]. Это обусловлено дисперсионным твердением. После карбохромирования стали

04Х2Н5МФЮ1 твердость поверхностного слоя увеличивается до Н

◊0,980

= 23000 МПа, что можно

объяснить образованием карбидов (Сr, Fe)

, имеющих высокую твердость. Последующая закалка и

200

400

600

800

HRC

отпуск при 500

С не изменяют твердость поверхности, но повышают твердость сердцевины до Н

◊0,980

5500 МПа. При борировании сталей на поверхности образуется слой, состоящий из боридов железа FеВ

и Fe

B. Микротвердость резко уменьшается при переходе от боридных слоев (Н

◊0,980

= 27000-28000 МПа)

к сердцевине (рис. 2.16).

В стали 04Х2Н5МФЮ1 после борирования вместо закалки в масло можно применять охлаждение на

воздухе. Более медленное охлаждение и образование пластичного низкоуглеродистого мартенсита

значительно уменьшают склонность боридного слоя к трещинообразованию. При хромировании и

борировании малоникелевой MCC образуются слои большой толщины (90-100 мкм при хромировании и

340-350 мкм при борировании), что в 2 раза больше, чем в известных инструментальных сталях,

например, 3Х2В8Ф [86]. Последнее объясняется низким содержанием углерода в ММС. В связи с этим

может быть существенно сокращена длительность процессов химико-термической обработки.

Проведенные исследования позволяют заключить, что стали типа 04Х2Н5МФЮ1 являются

перспективным материалом для химико-термической обработки [86].

Рис. 2.16. Изменение микротвердости по сечению образцов из сталей 04Х2Н5МФЮ1 (1)

и ЗХ2В8Ф (2) после борирования, закалки и отпуска

2.8. Нержавеющие экономнолегированные MCC

Сведения о нержавеющих МСС к началу работ (1964 г.) в литературе отсутствовали. Исследования

этих сталей были предприняты в связи с необходимостью создания высокопрочных

кавитационностойких материалов [12. 87]. Важным требованием, предъявляемым к ним, является также

коррозионная стойкость в воде. Этого можно достигнуть при содержании в сталях 12 % хрома.

Содержание никеля варьировалось от 4 до 9 %. В качестве элементов, вызывающих упрочнение сталей

при старении, выбирались Ni, Al, Cu и Mo. Выяснялась возможность частичной замены никеля

марганцем (табл. 2.9).

Все исследованные стали имеют структуру реечного мартенсита. Характер их упрочнения после

старения не отличается от такового у ранее рассмотренных малоникелевых МСС. Нагрев после закалки в

интервале 400-500

С вызывает повышение твердости. В некоторых случаях этот эффект наблюдается до

550

С (рис. 2.17). При более высоких температурах происходит разупрочнение. Для каждой стали

существуют оптимальная температура (500-550

С) и время старения. Максимальная твердость, которая

может быть получена, составляет НВ 450-500. При отклонении от оптимального режима максимальное

упрочнение может быть не достигнуто. Наиболее интенсивное упрочнение в температурном интервале

450-550

С происходит в первые 30-60 мин. Чем ниже температура старения, тем длительнее выдержка,

вызывающая наибольшее увеличение твердости. При 600

С только очень кратковременные выдержки

(~ 10 мин) вызывают упрочнение.

1000

2000

3000

200

400

600

h, мкм

◊0,980

МПа

Таблица 2.9

Химический состав нержавеющих экономнолегированных MCC

Содержание элементов, мас. %

Сталь

C Mn Cr Ni Ti Al Mo Cu

03Х12Н4ТЮ 0,03 0,3 11,8 4,2 0,08 0,25 - -

03Х12Н4ТЮ 0,03 0,2 12,1 4,1 0,50 0,60 – –

03X12H6TЮ 0,03 0,3 11,8 6,1 0,08 0,20 – –

10Х12Н6ТЮ 0,11 0,4 12,2 6,2 0,51 0,30 – –

03X12H8TЮ 0,03 0,3 11,4 8,5 0,08 0,20 – –

10Х12Н8ТЮ 0,10 0,2 11,7 8,7 0,51 0,22 – –

10Х12Н4Г2ТЮ 0,10 2,4 11,4 4,7 0,51 0,60 – –

10Х12Н4Г4ТЮ 0,10 5,1 11,5 4,6 0,51 0,60 – –

10Х12Н4Г6ТЮ 0,10 7,2 11,6 4,0 0,51 0,60 – –

03X14H6TЮ 0,03 0,2 13,9 6,8 0,45 0,70 – –

03Х14Н6М2ТЮ 0,03 0,2 13,9 6,8 0,45 0,70 2,1 –

03X12H9MTЮ 0,03 0,3 12,2 8,8 0,45 0,70 0,9 –

03Х16Н4МД2 0,03 0,9 16,4 4,1 – – 1,4 2,6

03Х12АГ6МДФ* 0,03 6,3 10,2 – – – 1,1 1,5

Примечание. Содержание серы и фосфора ≤ 0,03 % во всех сталях, * азота ≤ 0,05 % и ванадия ~ 0,5%.

Рис. 2.17. Влияние легирования и температуры старения (выдержка 1 ч) на упрочнение хромоникелевых

МСС: а: 1 – 03Х12Н4ТЮ; 2 – 03Х12Н6ТЮ; 3 – 03Х12Н8ТЮ, Ti – 0,08 %;

б: те же, что и а, но Ti – 0,50-0,51 %; в: 1 – 10Х12Н4Г2ТЮ; 2 – 10Х12Н4Г4ТЮ; 3 – 10Х12Н4Г6ТЮ;

г: 1 – 03Х14Н6М2ТЮ; 2 - 03Х14Н6ТЮ; 3 – 03Х16Н4МД2

С увеличением продолжительности старения при этой температуре наступает разупрочнение. На

эффект упрочнения значительное влияние оказывает характер легирования и концентрация легирующих

элементов. Так увеличение содержания никеля от 4 до 8 % при постоянном содержании хрома, титана и