Наибольшее распространение получила сталь 12Х18Н10Т, на долю которой приходится свыше 70 % общего объема производства коррозионно-стойких сталей. На диаграмме Шеффлера эта сталь находится возле пересечения границ у/у + М и у/у + 5 (см. рис. 15, а). При уменьшении содержания хрома ниже 17 % снижается коррозионная стойкость стали в кислых средах, а также ухудшается ее технологическая пластичность при комнатной температуре вследствие уменьшения устойчивости аустенита и появления в структуре мартенсита. Повышение содержания хрома сверх 19% связано с увеличением количества б-феррита, вызывающего образование рванин при горячей деформации.
Уменьшение содержания никеля в стали 12Х18Н10Т приводит к переводу ее в трехфазную (у + б + М) область, тогда как увеличение степени легирования этим дорогим и дефицитным элементом экономически оправдано только в тех случаях, когда повышенные требования, предъявляемые к технологическим или служебным свойствам, могут быть обеспечены лишь при однофазной структуре стабильного аустенита (12Х18Н12Т).
Углерод и азот заметно упрочняют твердый раствор, снижая пластичность стали (табл. 18).
Как видно из представленного на рис. 15, в псевдобинарного разреза диаграммы состояния системы Fe + 18 % Сг + 8 % Ni + С, увеличение содержания углерода в стали повышает температуру растворения карбидов Mе23С6. При охлаждении карбиды выделяются в первую очередь по границам зерен, обуславливая склонность к межкристаллитной коррозии (МКК). Согласно наиболее распространенной теории обеднения, пониженная диффузионная подвижность атомов хрома по сравнению с углеродом в аустените приводит к появлению обедненной хромом пограничной зоны, имеющей более отрицательный потенциал и растворяющейся в слабоокислительных средах.
Естетственно, что по мере уменьшения содержания углерода склонность к МКК понижается, полностью исчезая у сталей с <0,02% С (предел растворимости в аустените). Поскольку выплавка низкоуглеродистых нержавеющих сталей достаточно сложна и дорога, более простым способом уменьшения склонности стали типа 18—8 к МКК оказалось легирование сильными карбидообразующими элементами—стабилизаторами—титаном или ниобием.
Содержание титана должно быть достаточным для связывания в карбиды и карбонитриды избыточного углерода и азота. Практически для предотвращения склонности к МКК при стандартных (ГОСТ 6032—75) испытаниях необходимо выплавлять сталь с %Ti > > 5 (%С + %N); %Nb > 9 (%С + %N). Чрезмерно высокое содержание титана приводит к увеличению количества 6-феррита (а-фазы) в структуре стали и ухудшению ее высокотемпературной пластичности. Поэтому верхний предел содержания титана установлен 0,8 %.
Кремний и марганец являются общепринятыми раскислителями для нержавеющих сталей. Верхний предел содержания кремния (<0,80%) ограничен из-за его сильного ферритообразующего действия. Марганец, напротив, является y-образующим элементом, поэтому его присутствие в стали желательно с точки зрения повышения стабильности аустенита. Оптимальное содержание марганца в стали составляет 1—2 % (по массе).
Для нестабилизированных сталей типа 12Х18Н9, 08Х18Н10 и 12Х18Н10Е для предотвращения склонности к МКК в состоянии поставки необходимо производить либо закалку в воде с температур 1050-1100 °С, либо стабилизирующий отжиг при 850-880 °С, 2 ч. Высокая коррозионная стойкость закаленных сталей обусловлена растворением карбидов типа Mе23С6 и получением гомогенной структуры пересыщенного аустенита. Отсутствие склонности к МКК у этих сталей после стабилизирующего отжига объясняется тем, что успевает произойти диффузия хрома и выравнивание его концентрации по всему объему зерна. Естественно, что нестабилизированные стали с содержанием углерода более 0,03 % могут оказаться склонными к МКК после сварки в связи с пограничными выделениями карбидов в околошовной зоне. Поэтому указанные стали применяют только для таких изделий, которые в процессе изготовления или службы не подвергаются нагреву в области карбидообразования (500-700 °С).
Для стабилизированных сталей типа 12Х18Н10Т скорость охлаждения после нагрева под закалку уже не играет существенной роли. Оптимальной температурой закалки с точки зрения повышения стойкости против МКК является 1050—1080 °С, так как при 1100°С уже начинается растворение TiC, а по термодинамическим условиям при провоцирующем нагреве (650 °С, 1 ч) во время испытаний на склонность к МКК из пересыщенного углеродом аустенита будут выделяться именно карбиды хрома. Стабилизирующий отжиг при 800—900 °С, 2 ч предварительно закаленной с 1100°С, 10 мин стали вновь приводит к выделению карбидов TiC, растворившихся ранее при высокотемпературном нагреве (табл. 19).
При дальнейшем повышении температуры нагрева количество связанного в TiC углерода монотонно уменьшается как в закаленном, так и отпущенном состояниях, обуславливая тем самым появление склонности к МКК. Естественно, что чем меньше отношение Ti:C, тем больше вероятность появления по границам зерен карбидов Сг2 з С6.
Поэтому для холоднокатаной ленты плавок с отношением Ti:C< <5,2 температура газовой среды понижается с 1140—1160 °С до 1100—1120 °С (при термической обработке в открытой протяжной печи с удельным временем прогрева порядка 0,8—1 мин на 1 мм толщины перепад температур между средой и металлом составляет в среднем 60—80 °С). Кроме того, по мере повышения температуры нагрева увеличиваются размер зерна, степень окисления и толщина поверхностного обедненного хромом слоя. Cтравливание слоя 8 мкм требует выдержки полосы в течение 3 мин в стандартном сернокислотном растворе. Неполное удаление этого слоя при травлении приводит к неравномерному окислению поверхности полосы при последующей термической обработке, поэтому для повышения производительности непрерывных агрегатов необходимо ввести в раствор 3 % NaN03 и 2 % NaCI. Нагартованная (е = 60 %) лента и проволока при промежуточной термической обработке разупрочняются уже после нагрева в течение 5 мин при 900— 1000 °С:
Увеличение длительности выдержки особенно в интервале 0—10 мин заметно снижает температуру начала и конца рекристаллизации (рис. 23). Для полной рекристаллизации холоднодеформированной (е =30%) стали достаточна выдержка в течение 2—3 ч при 850 °С.
Как показали проведенные исследования, механические свойства листовой стали 12Х18Н10Т в состоянии поставки зависят от плавочного содержания углерода (С), температуры закалки (t), удельного времени прогрева (т) и степени обжатия при дрессировке (ед). Средние значения временного сопротивления (МПа) и относительного удлинения (%) могут быть описаны следующими уравнениями:
Пределы применимости формулы: t = 1010-1090 °С; т = 0,8-1,5 мин/м толщины; ед = 0-2 %; С = 0,05-0,12 %.
Сдаточные механические свойства листа и ленты из стали 12Х18Н10Т на заводе "Серп и молот" после термической обработки в пламенной печи характеризуются распределением близким к нормальному со следующими параметрами: бв = 657 МПа (s = = 23 МПа) б5= 45,8% (s = 3,8%). Сортовая сталь после закалки контрольных образцов в лабораторной печи с температуры 1100°С имеет о0,2 = 288 МПа (s = 21 МПа); ов = 605 МПа (s = 22 МПа); бs = 57,2% (s = 3,9 %); НВ = 1390 МПа (s = 68 МПа).
Обращает на себя внимание то обстоятельство, что прочностные свойства ленты и проволоки, как правило, несколько выше, чем у сортового проката. Это объясняется тем, что при кратковременных выдержках в протяжной печи не уничтожается полностью дефектная субструктура наклепанного с высокими степенями обжатия (е = = 60%) аустенита, т.е. наблюдается эффект механикотермической обработки. Более подробно влияние технологии производства на механические свойства аустенитной проволоки описано ниже на примере хромоникелевого сплава марки ХН78Т.
 
После длительных (100—5000 ч) выдержек стали типа 12Х18Н10Т при 650 °С в структуре выделяются б-фаза и двойной карбид (Tim, Nin)6C. По данным образованию (Tim, Nin)6C способствуют увеличение содержания титана, понижение температуры закалки до 900 °С (для получения зерна №7—10 6) и холодная пластическая деформация, после которой выдержка в течение 100 ч приводит к появлению в анодном осадке наряду с о-фазой двойного карбида. При Ti:C> 5,0 после всех режимов обработки в структуре наблюдались только Ti (С, N) и о-фаза, количество которой может составлять до 5% после предварительной закалки с 1100°С и до 7 % после холодной деформации (е = 60 %).
Следует отметить, что склонность к МКК. стали 12Х18Н10Т в 65 % HN03 появляется уже после нагрева при 650-600 °С в течение 10 мин, когда прямое электронномикроскопическое исследование свидетельствует об отсутствии выделений карбидов хрома. При более длительных выдержках (650 °С, 30 мин) действительная ширина зоны поражения МКК (150 нм) в 5—6 раз больше рассчитанной, исходя из параметров диффузии хрома и ширины обедненной зоны (25 нм). Эти данные дали основание для предположения о том, что причиной возникновения склонности стали 12Х18Н10Т к МКК в 65%-ной HN03 является повышенная плотность дислокаций на границах зерен (25—44.108 см-2), обусловленная релаксацией в процессе отпуска закалочных напряжений в результате микроскопической деформации в микрообъемах. Снижение содержания углерода в стали ниже 0,03% повышает стойкость против МКК в HN03 более чем в 5 раз, что объясняется отсутствием в стали 03X18Н10 пограничных зон с повышенной плотностью дислокаций вследствие их перераспределения и аннигиляции.
Вышеуказанные особенности обуславливают эффективность применения низкоуглеродистых хромоникелевых сталей. При этом необходимо учитывать их более низкие прочностные свойства по сравнению со сталью 12Х18Н10Т.
Так, лента из стали 08Х18Н10 имеет ов = 602 МПа (s = 21 МПа), 64 = 52,2 % (s = 3,8 %), из стали 08Х18Н10Т ов = 615 МПа (s = = 22 МПа), 64 = 47,5% (s = 4,05%); из стали 03Х18Н12-ВИ: ов = = 524 МПа (s = 22 МПа); 64 = 53,5 % (s = 3,9 %). Эти данные свидетельствуют также о том, что введение в сталь титана приводит к заметному снижению пластичности за счет включений TiC и Ti (С, N).
При производстве ленты из стали 03Х18Н12-ВИ наибольшие трудности связаны с требованиями обеспечения высокого качества поверхности в связи с большой склонностью к налипанию металла на валки при горячей прокатке и образованию царапин в процессе холодного передела.
Для предотвращения появления пригара на поверхности время вылеживания металла между холодной прокаткой и термической обработкой должно быть минимальным, т.е. операции следует про
водить в течение одной рабочей смены. При травлении ленты на ее матовой поверхности иногда появляются блестящие пятна. В этих случаях рекомендуется Снижать скорость движения в травильном агрегате и уменьшать содержание селитры (NaN03) в щелочном расплаве до <25%.
После термической обработки подката допустимая степень холодной деформации стали 12Х18Н10Т на четырехвалковых станах может достигать 80—85 %. При малых степенях деформации (до 10%) в структуре матрицы наблюдаются широкие полосы скольжения, плотность дислокаций достигает 1010 — 1011 см-2. С повышением обжатия (до 30%) вместо сетки дислокаций появляется ячеистая дислокационная структура, увеличивается количество е -мартенсита, наблюдаемого с помощью электронной микродифракции. Отпуск нагартованной стали при 600 °С, 5 ч приводит к выделению карбидов хрома не только по границам зерен, но и внутри их — на дислокациях и по полосам мартенсита (этим, в частности, объясняется положительное влияние нагартовки на уменьшение склонности к МКК). При последующем стабилизирующем отжиге 900°С, 2 ч на выделившихся ранее частицах Ме23Сб образуются карбиды титана, о чем свидетельствует эффект Муара, возникающий при одновременном существовании двух типов выделений.
Довольно значительная часть листа и ленты поставляется потребителю в полунагартованном (ПН), нагартованном (Н) и высоконагартованном (ВН) состояниях. При этом лента из стали 12Х18Н9 должна иметь ов не менее 785; 583 и 981 МПа при относительном удлинении 64 > 15; 5 и 3 % соответственно.
Большая работа, проведенная в 1957—1960 гг. на заводе "Серп и молот" Е.М. Концевой и И.В. Горбатенко, показала, что для устойчивого получения требуемого комплекса механических свойств нагартованной ленты марки 12Х18Н9 необходимо ее производить из металла оптимального химического состава: С = 0,09—0,12 %; Сг = = 17-18%; Ni = 8-9%; Ti<0,30%. Решающую роль играет содержание никеля в связи с его наиболее сильным влиянием на стабильность аустенита (рис. 24) при холодной прокатке. Меньшее влияние оказывает содержание других легирующих элементов и технологические параметры передела. Однако необходимо иметь в виду, что увеличение содержания углерода повышает временное сопротивление нагартованного металла при высоком (~10%) и снижает при низком (~8 %) содержании никеля, так как во втором случае затрудняется протекание у->М превращения при холодной деформации (Md = 100—120 °С). Повышение температуры закалки подката способствует увеличению стабильности аустенита и получению нагартованного (е = 35 %) металла с меньшей прочностью и более высоким удлинением.
Сокращение числа пропусков при холодной прокатке в последнем переделе (т.е. уменьшение дробности деформации) при одинаковом суммарном обжатии способствует получению менее прочной стали. Относительное удлинение при этом слабо снижается или остается неизменным. Основное влияние дробности деформации связано, по-видимому, с тепловыми эффектами, так как стабилизирущее влияние температуры на процесс у ->М-превращения сталей с метастабильным аустенитом общеизвестно. Об этом свидетельствуют данные о неравномерном распределении мартенсита по сечению нагартованного металла.
 
В частности пониженное содержание мартенсита в центре листа по сравнению с поверхностью объясняется более высоким уровнем напряжений и более низкой температурой поверхностных слоев из-за теплоотдачи.
Те же рекомендации по химическому составу относятся к процессу производства высокопрочной нержавеющей проволоки. Максимальное временное сопротивление достигается после волочения при минусовых (вплоть до—196 °С) температурах.
Дополнительное упрочнение высоконагартованной проволоки из сталей 12Х18Н9 и 12Х18Н9Т достигается старением при 400-450 °С за счет расслоения ОЦК — твердого раствора железохромистого мартенсита. Оптимальной температурой закалки подката перед окончательным волочением (е =91,5%) является 1100°С (табл.20).
Очень важную роль в технологическом процессе производства ленты и проволоки играют вопросы, связанные с обеспечением высокого качества поверхности металла. При обработке в пламенных печах хромоникелевых аустенитных сталей необходимо поддерживать окислительную атмосферу (a> 1,05) для образования однородной структуры легко травящейся окалины. Светлая безокислительная закалка тонкой проволоки диаметром 0,8—1,3 мм сталей типа 12Х18Н10Т успешно осуществляется в протяжных муфельных электрических печах ОКБ-2214 в атмосфере NH3. Для более толстой проволоки из-за недостаточной длины холодильника поверхность проволоки получается темной и требует подтравливания в кислоте. Готовую и передельную проволоку диаметром 0,7—1,0 мм обрабатывают при температуре газовой среды по зонам соответственно 1000—1040 °С со скоростями 8—16 м/мин, при этом временное сопротивление составляет 600—750 МПа.
Решающую роль для обеспечения светлой поверхности после нагрева в протяжных печах с защитной атмосферой играет узел подготовки. Необходимо очень тщательное обезжиривание нагартованного металла, особенно проволоки, протянутой с серосодержащей смазкой (от этого зависит также стойкость муфелей). Для химического обезжиривания применяют 12%-ный раствор Na3P04 с добавкой 0,25 % сульфирола. При электролитической очистке лучшие результаты дает электролит следующего состава: 1,7% NaOH + 2,7 %Na3 Р04 + + 0,2 % сульфирола.
При электролитическом обезжиривании холоднокатаной ленты широкое распространение получил также щелочной раствор с добавками тринатрийфосфата и жидкого стекла.
При светлой термической обработке листа и ленты из аустенитных коррозионностойких сталей удельное (мин/мм толщины) время прогрева значительно больше, чем при окислительной (рис. 25). Это можно объяснить более низкой степенью черноты полосы, имеющей величину порядка 0,25—0,30 и не изменяющуюся в процессе нагрева в защитной атмосфере. Кроме того, обращает на себя внимание заметное увеличение удельного времени прогрева при переходе
к малым толщинам (0,2 мм и менее), что обусловлено необходимостью учета диффузионных параметров процесса рекристаллизации (а они являются постоянной величиной, не зависящей от толщины полосы). В тех случаях, когда превалирующую роль играет время прогрева, диффузия успевает пройти в период нагрева, поэтому дополнительной выдержки полосы в изотермических условиях практически не требуется. При очень высоких скоростях прогрева тонких полос продолжительность термической обработки будет уже определяться не теплопроводностью материала, а временем протекания диффузионных процессов, которым можно пренебречь при обработке полос толщиной 0,3 мм и более.
За счет более низкой температуры нагрева (1070 по сравнению с 1130 °С) лента из стали 12Х18Н10Т, обработанная на муфельной газовой печи, имеет более высокую прочность и пониженную пластичность [ов = 661 МПа, (s = 26 МПа),б4 = 41,1 % (s =3,05 %) ] по сравнению с обработкой на безмуфельной электропечи [ ов = 634 МПа (s = 28 МПа), б4 = 45,4 % (s = 3,1 %) ].
При производстве круглой обточенной стали с повышенной отделкой поверхности (серебрянки) из аустенитных нержавеющих сталей наибольшие затруднения связаны с их пониженной обрабатываемостью. Хорошие результаты в этом случае дает замена стан-
 
дартной закалки (1000—1050 °С, вода) стабилизирующим отжигом при 850 °С. Этот процесс обеспечивает получение мелкозернистой структуры, более высокую стойкость резцов и увеличение скорости резания на бесцентрово-токарных агрегатах типа "Кизерлинг" и "Калов" на 25-35%.
Причиной такого существенного улучшения обрабатываемости является уменьшение вязкости стали, приводящее к повышению ломкости стружки (табл.21).
Кроме того, несколько снижается наклепываемость стали при больших степенях деформации (рис. 26).
После отжига в колпаковых печах с 25—28-т садкой обточенные прутки имеют о0,2 = 330 МПа, s = 20 МПа; = 665 МПа, s = 21 МПа, ф= 72 %, s = 2,6 %, б5 = 47 %, s = 2,5 %, KСV = 2,1 МДж/м2, s = = 0,16 МДж/м2.
Особенно ценным является повышение однородности свойств по длине прутка за счет большей равномерности прогрева хорошо спакетированной садки в колпаковых печах с принудительной циркуляцией продуктов горения по сравнению с закалкой в газовой камерной печи, так как разброс твердости, не оказывающий практически никакого влияния на процесс волочения калиброванной стали, дает значительную разницу в диаметре обточенных прутков.
Обращает на себя внимание более высокое значение предела текучести материала, что обеспечивает возможность некоторого снижения массы изделий, не подвергающихся дополнительной высокотемпературной закалке.
В последние годы и в связи с развитием метода изготовления изделий резанием на станках-автоматах повысились требования, предъявляемые потребителями к нержавеющим сталям с улучшенной обрабатываемостью. Большинство аустенитных сталей характеризуются плохой обрабатываемостью, обусловленной следующими причинами: 1) высокой вязкостью и наклепываемостью стали, что вызывает интенсивный износ инструмента; 2) низким коэффициентом теплопроводности, способствующим быстрому повышению температуры на поверхности контакта детали с инструментом; 3) повышенной способностью к свариванию последних. Наиболее простым и эффективным путем повышения обрабатываемости нержавеющих сталей является легирование их 0,02—0,4% s. Однако при этом заметно ухудшаются горячая пластичность и коррозионная стойкость стали. Введение в состав стали 12Х18Н10 0,15-0,30 % Se (аналог серы) обеспечивает высокую обрабатываемость без ухудшения коррозионной стойкости при сохранении достаточной технологичности селеносодержащей стали. Нестабилизированная сталь 12Х18Н10Е уже давно освоена в производстве. Режим горячей деформации заготовки, холодной прокатки и термической обработки листа и ленты очень мало отличаются от принятых для обычных сталей (в частности, закалка ленты в протяжной печи производится при температуре газовой среды 1100-1120 °С для уменьшения окалинообразования).
Термически обработанная лента в состоянии поставки имеет следующие свойства: ов = 656 МПа (s = 20 МПа), б4 = 41,9 % (s = = 2,8%), б5 = 49,8% (s = 3,0%). Естественно, что наличие неметаллических включений резко усиливает анизотропию пластичности и ударной вязкости.
Стабилизированные селеносодержащие стали обладают более низкой технологической пластичностью при прокатке слитков. Горячая прокатка заготовки и холодный передел трудностей уже практически не вызывает. Сортовая сталь марки 12Х18Н10ТЕ имеет хорошее сочетание механических свойств после термической обработки в широком интервале температур (табл. 22).
Сталь не обладает склонностью к МКК при испытании по ГОСТ 6032—75 как после закалки, так и после стабилизирующего рекристаллизационного отжига, применение которого еще больше повышает обрабатываемость этих сталей. Использование автоматной нержавеющей стали при изготовлении изделий массового производства на автоматических линиях дает большую экономическую эффективность в народном хозяйстве (до 2000 руб. на. 1. т обточенных прутков). | 
