Способ термической обработки деформируемого аустенитного сплава

 

Союз Советских

Социалистических

Республик (Ä) 66О596 (61) Дополнительный к патенту (22) Заявлено 03.01.73 (Я) 1756852/1867093/22-02 (23) ПРиоРитет 07.03.72 (З2) 09.03.71

{Я f) 12983 (331 Япония

Опубликовано 30.04,79. коллет епь ¹ 16

Дата опубликования описания (@05,79 (51) М. Кл.

С 21 П 1/78

С 21 D 6/00

Государственный каиктет ссср оо делаи кзаоретеннй к, открыткй (53) УДК 621.785. ,79 (088.8) (72) Автори изобретении

Иностранцы

Садао Охта и Ясуо Ватасе (Япония) Иностранная фирма

"Кобе Стил ЛЩ* (Япония) (54) СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРА ОТКИ

ДЕФОРМИРУЕМОГО АУСТЕНИТНОГО СПЛАВА

Изобретение относится к способу термической обработки аустенитных сталей и сплавов.

Широко известна аустенитная сталь, содержащая около 25% хрома, 20% никеля, до 3% кремния (1 1.

Обладая высоким сопротивлением окислению, эта сталь имеет весьма низкий предел о ползучести при температурах выше 950 .

Известна также целая группа сталей и сплавов аналогичного состава, предел ползучести 1п которых после закалки невысок (21.

Целью изобретения является обеспечение способа получения жаропрочной стали с высоким содержанием хрома и никеля, годной для поковок н проката или горячей штамповки вы- И давливанием, обладающей отличными характеристиками, позволяющими получать из такой стали отрубы с требуемой толщиной стенки и требуемой длиной, а также позволяющей получить стальные листы. 20

Было обнаружено, что жаропрочная сталь с высоким содержанием хрома н никеля, обладающая высокой прочностью при повышенных температурах и имеющая требуемые характеристнки, делающими ее годной для получения поковок, проката и т.д., может быль получена в результате применения нового способа термической обработки.

Было установлено, что механизм предела ползучести c a é прп 800-1000 С отличается от механизма предела ползучести стали при

600-700 С. Другими словами, при использовании стали определетпюго состава при температурах выше 800 С с целью увеличения предео ла ползучести, например при 1000 С, необходимо осадить карбид на линии раздела зерен в сплошной или часпяно сплошной форме, причем коэффициент расположения карбида на линиях раздела зерен должен быть выше

30%, предпочтительно выше 50%

Предлагаемый способ обеспечивает получение жаропрочной аустеннтной стали, имеющей высокую прочность при повышенной температуре и содержащей, вес.%:

Углерод 0,1-1

Кремний 0,01-3

Марганец 0,01-10

Хром 13-35

660596

Никель 15-50

Железо и примеси Остальное, и включает осаждение карбидов на линиях разделов зерен в сплошной или частично сплошной форме, 5

Кроме того, изобретение отличается тем, что после литья или обработки указанной стали ее нагревают до температуры, лежащей о в пределах от 1150 С до солидусной темпсра tQ туры, после чего следует медленное охлаждение стали от указанной температуры до 950 С и выше в течение промежутка времени от

5 с до 1 ч, после чего осуществляют закалку в воде.

На фиг. 1 проиллюстрированы структуры

15 аустенитных сталей, содержащих от 0,004 до

1,2% углерода, около 25% хрома и от 8 до

50% никеля, причем указанные стали в свою очередь были в течение 10 мин нагреты до о 2О

1280 С, медленно охлаждены до температуры

950 С в течение 1 ч и далее закалены в воде при комнатной температуре; на фиг. 2 проиллюстрировано влияние коэффициента распределения карбида на линиях раздела зерен

Я на предел ползучести сталей, содержащих, %:

0,4 утлерода, 25 хрома и 20 никеля.

На фиг. 1 обозначена структура 1, в которой отсутствует осаждение карбида на линиях раздела зерен, структура II, где карбид осажден частично на линиях раздела зерен с коэффициентом распределения до 30%, в структуре !!! карбид осажден на линиях раздела зерен в сплошной форме и в структуре IV осаж-. ден внутри зерен, 35

В табл. 1 приведены структуры в соответствии с фотографиями на фиг. 1, предел на разрыв аустенитной нержавеющей стали, содержащей от 0,04 go 1,15% углерода, около 25% хрома и около 25% никеля, обработанной ков- . кой, вслед за которой следует термообработка.

46

Как следует из табл. 1, образец Р 101, имеющий структуру I, где нет осаждения карбида на линиях раздела зерен, и образец И 102, имеющий структуру 11 с частичным осаждением карбида на линии раздела зерен, имеют крайне низкий предел ползучести. Напротив, образцы Рг! 103 — 109, имеющие структуру Ill, имеют увеличенный предел цолэучести.

Чем выше коэффициент распределения карбидов, тем выше предел ползучести (см. фиг. 2), но в том случае, если указанный коэффициент распределения карбидов меньше

20%, предел ползучести воз! астает весьма умеренно, в то время как при коэффициенте распределения карбидов большем 30% предел ползучести значительно увеличивается и практически равен пределу ползучести материала отливки. Предел ползучести увеличивается еще больше, когда указанный коэффициент распределения карбидов по линиям раздела зерен больше 50%.

Из полученных и указанных выше результатов можно сделать вывод, что указанный коэффициент распределения карбидов должен быть более 30%, предпочтительно более 50%, Что касается таких элементов сплава как углерод и никель, играющих важную роль со структурной точки зрения, то при содержании углерода менее 0,1% получают структуру или I! скорее, чем структуру III, причем, как показано в табл. 1, при содержании в сплаве углерода менее 0,1% предел ползучести значительно ниже, чем при содержании углерода выше 0,1%. С другой стороны, хотя предел ползучести сталей, имеющих структуру !!1, с увеличением содержания углерода возрастает, но в случае, если содержание утлерода превышает определенный предел, предел ползучести падает, что следует из табл. 1 (образец У 110). Кроме этого, чем выше содержание углерода, тем хуже сталь поддается холодной обработке. Принимая во внимание все упомянутые факторы, предпочтительно, чтобы углерод содержался в стали в количестве до 1%.

Количество никеля в стали может меняться от 15 до 50%, В табл. 2 приведены значения пределов ползучестей стали, содержащей около

0,4% углерода, около 45% хрома и 8 -45% никеля, причем укаэанная сталь была в течео ние 10 мин нагрета до температуры 1280 С, затем в течение. одного часа медленно охлаждена от 1280 С до 950 С, после чего следовало бистрое охлаждение до комнатной температуры.

Как видно из табл. 2, образцы 201 и 202, имеющие структуру 1, имеют более низкий предел ползучести, чем образцы 591 203-208, имеющие структуру III и повышенный предел ползучести при содержании никеля свыше 15,7%. Чем выше содержание никеля, тем выше предел ползучести, Однако содержание никеля в стали более 50% приводит к увеличению стоимости стали.

Содержание кремния в стали составляет от 0,01 до 3%. Кремний добавляют в расплавленную сталь с целью раскисления, при этом содержание кремния должно быть выше

0,1%. Хотя присутствие кремния и увеличивает стойкость стали к окислению, работающей при повышенной температуре, содержание кремния в стали выше 3% ведет к значительному ухудшению свариваемости и обрабатываемости при увеличении образования сигма-фазы.

Марганец присутствует в стали в количестве от 0,01 до 10%, его добавляют для получения стали, устойчивой к окислению. С этой целью содержание марганца в стали должно

660596 быть выше 0,01%. Марганец стабилизирует аустенит и предотвращает образование сигмафазы. При содержании марганца в стали в количестве вьппе I0"4 стойкость. стали к окислению, работающей при повышенной температуре, понижается.

Хром присутствует в стали в количестве от

15 до 35%. Присутствие этого элемента в стали очень важно для повышения стойкости стали к окислению. Для работы стали при темпераО турах выше 750 С количество хрома в ней должно составлять 15%. Однако в случае присутствия в стали хрома в количестве выше

35% могут возникнуть трудности, связанные с плохой горячей или холодной обрабатываемостью стали и с тенденцией образования сигма-фазы.

В табл. 3 приведены структуры сталей в соответствии с изобретением, которые после ковки бьши в течение 30 мин нагреты до о о, 1050 С вЂ” 1350 С, затем медленно в течение одного часа охлаждены до температуры 950 С, после чего закалены в воде.

В случае, если температура термообработки относительно низка, часть карбидов остается нерастворенной. В течение последующего охлаждения вышеупомянутые карбиды, служащие в качестве ядер указанного осаждения, приводят к образованию структуры IV, в которой не наблюдается осаждения карбидов на линиях разделов зерен. С другой стороны, чем выше температура растворной термообработки, тем большее количество углерода будет в твердом растворе. Это приводит к увеличению осаждения карбидов на линии раздела зерен в течение охлаждения, образуя структуру III, где карбиды осаждены на линии раздела зерен в сплошной форме. Таким образом, чем выше температура растворной термообработки, тем требуется меньше времени для растворения карбидов. Однако это может вызвать расплавление стали, когда указанная температура достигнет солидусной линии. Принимая во внимание вышеуказанные факторы, температура растворной термообработки ограничивается до о пределов от 1150 С до солидусной линии.

В табл. 4 приведены структуры сталей в соответствии с изобретением и структуры сопоставимых сталей. Эти стали после ковки о были в течение 10 мин нагреты до 1280 С, затем Медленно охлаждены до 950 С в течение 1,1 с — 1,5 ч.

Ранее при получении поковок из стали, содержащей 25% хрома, 20% никеля и менее

0,1% углерода и иэ сплава 3псаИоц 800 и т.п, сплавов, сразу же после нагревания поковки до температуры растворной термообработки ее закаляди в воде. Однако, как показано в табл. 4, при такой обработке, где поковку пою«е нагрева охлаждали в течение

1,1 с от 1280 до 950 С, получали структуру l. При таком способе термообработки даже прн содержании в стали углерода в количестве выше 1% невозможно получить структуру III. С другой стороны, если охлаждение от 1280 до 950 C осуществляли с помощью газа гелия или воздуха в течение 2-4 с, получали только структуру Il даже при высоком содержашш в стали углерода и никеля. Напротив, когда охлаждение осуществляли в течейие более 5 с, получали структуру III как в случае стали, содержацей 25% хрома, 20% никеля и 0.,9% углерода и выше, так и в случае стали, содержащей 20% хрома, 32% никеля и 0,5% углерода и выше. а также в случае стали, содержащей 25% хрома, 47% никеля и 0,2% углерода и выше.

В табл. 5 проилчюстрированы пределы ползучести прп 1000 С через 1000 ч наиболее типичных образцов, показанных в табл. 4. Как видно из табл. 5, хорошие результаты были получены при времени охлаждения более 5 с.

С другой стороны, в случае охлаждения в течение более 1 ч от 1280 до 950 С пределы ползучести понижались. Следовательно, время требуемое ячя охлаждения от 1280 до 950 С должно составлять от пяти секунд до одного часа.

Чем ниже температура, при которой заканчивают медленное охлаждение образца от температуры растворной термообработки, тем больше осаждается карбидов на линиях раздела зерен. но в то же время, тем меньше будет элементов, образующих карбиды, содержащиеся в качестве твердого раствора внутри зерен. Поэтому,чем ниже температура, при которой заканчивается медленное охлаждение, теМ выше предел полэучести, причем максимума предел ползучести достигает при определенной температуре. Однако, если охлаждение заканчивается при еше более низкой температуре, предел ползучести понижается.

В табл. 6 проиллюстрирован эффект влияния предельной температуры медленного охлаждения на структуры сталей в соответствии с изобретением и на предел ползучести этих стао лей при 1000 С через 1000 ч. В этом опыте образцы нагревали до температуры растворной термообработки, т.е. до 1280 С в течение о

30 мин, потом медленно охлаждали от 1280 С до температуры, лежащей в пределах между

1265 и 850 С в течение одного часа, после чего закаливали в воде.

Как видно из табл. 6, при медленном охQ лаждении до температуры ниже 950 С предел ползучести будет понижаться. При медленном

660596

7 охлаждении с 1265 (. структура ill не будет получена, правда, ее можно получить, если проа должить охлаждение до 1250 С, По этим причинам образцы должны охлаждаться от 1280 С до температуры, лежащей между 950 и 1250 С.

В табл. 7 проиллюстрирован предел ползучести сталей при 1000 С через 1000 ч, содержащих 0,4% углерода, 25% хрома, 20% никеля, которые были подвергнуты ковке, нагреванию о до 1280 С, медленно охлаждены от 1280 до о

1050 С в течение одного часа и затем закалены в воде или подвергнуты воздушному охлаждению (быстрому охлаждению) или охлаждению в печи.

В результате этого опыта были получены все беэ исключения структуры П. Однако предел ползучести сталей, закаленных в воде или охлажденных на воздухе, выше предела полэучести сталей, охлаждаемых в печи, который не намного выше предела ползучести сталей, подвергнутых известной термообработке, при которой стали нагревали до температуры о

1280 С и затем сразу же закаливали в воде, Причиной этому является то, что во время охлаждения в печи карбиды осаждались на границе раздела зерен вместе с уменьшением количества карбидообразующих элементов, которые содержались в качестве твердого раствора в матрице, что вело к уменьшению количества карбидов, осаждающихся в матрице, вследствие чего эффективность осаждения карбидов на линии раздела зерен снижается.

Предпочтительно после медленного охлаждения, заканчивающегося при. температуре, лежащей в пределах между 950 и 1250 С, осуществить закалку в воде или воздушное охлаждение сталей до комнатной температуры с целью ускорения скорости охлаждения.

Хотя вышеприведенное описание касается поковок иэ предлагаемых сталей, оно с таким же успехом может относиться к отливкам из этих сталей.

Пример 1. В табл. 8 сведены результаты опытов со сталями, содержащими 25% хрома и 15% никеля. Известный материал поковки (образец N 81) имеет гораздо более низкий предел ползучести или прочности, чем высокоуглеродистый материал отливки (образец N 80). Образцы N N 82 и 84, которые были подвергнуты обычной раствориой термообработке, имеют более высокий предел полэучести, чем низкоуглеродистый образец N 81, но значительно более низкий предел ползучести, чем у материала отливки (образец У 80).

Напротив, образцы 83 и 85 имеют более высокий предел ползучести, чем образцы N 81, 82 и 84, имея практически тот же предел текучести, что и отливки N 80.

Пример 2. В табл, 9 сведены резуль"таты опытов со сталями, содержащими 25% хрома и 20% никеля, Образцы N N 92 и 94 из высокоуглеродистой стали, которые были

5 подвергнуты известной растворной термообра ботке, после ковки также, как и образец

N0 91 из низкоуглеродистой стали, имели более низкую прочность по сравнению с образцомотливкой N 90 иэ высокоуглеродистой литей10 ной стали, Напротив, образцы РР 93 и 95 имели ту же прочность, что и образец N 90.

Образцы УЪ 96 и 97 иллюстрируют изобретение. Образец N 96 был нагрет до температуры о

1280 С в течение 30 мин и сразу же помещен в другую печь, где он находился в течение

20 мин при 1100 С, после чего был подвергнут закалке в воде. Образец N 97 в течение о

30 мин бал нагрет до 1280 С, после чего помещен в охлаждающую печь с температурой о

1100 С, где выдерживался в течение 10 мин, после чего еще в течение.10 мин был подвергнут закалке в воде. Оба образца РР 96 и 97 показали ту же прочность, что и образец N 90.

Пример 3. В табл. 10 сведены результаты опытов со сталями, содержащими 15% хрома и 35% никеля, а в табл. 11 сведены результаты опытов со сталями, содержащими

19% хрома и 41% никеля. Образцы NONO 1101 и 1201 из низкоуглеродистой ковочной стали. и образцы 1102, 1104, 1202 и 1204 из ковочной стали, содержащей свыше 0,15% углерода, подвергнутые известной растворной термообработке, показали черезвычайно низкую прочЗ ность по сравнению с образцами 1100 и 1200 цз высокоутлеродистых литьевых сталей. Например, образцы УЪ 1103, 1105 и 1203 и

1205 из сталей в соответствии с изобретением имеют ту же прочность, что и указанные об40 разцы 1100 и 1200 из высокоуглеродистых литьевьи сталей, Результаты примеров говорят о превосходных характеристиках сталей, получаемых в соответствии, с изобретением, в частности о высоком пределе ползучести сталей. Жаростойкие стали могут использоваться для изготовления труб, применяемых в устройствах для осуществления реформинга и крекинга, а также в теплообменных устройствах, где требуется высо50 кая прочность материала труб, работающих при повышенных температурах, т.е. выше 85(С, Указанная прочность предлагаемых в соответствии с изобретением сталей, работающих при повышенной температуре, позволяет получать

И иэ них трубы с более тонкой стенкой.

Кроме того, стали, получаемые в соответствии с настоящим изобретением, обладают превосходными характеристиками, которые дела660596

Кроме этого, внутренняя поверхность труб. получаемых иэ сталей в соответствии с изобретением, не имеет деффектов, что дает возможность получать трубы с очень тонкой

1 стенкой и делает их годными для применения в теплообменниках, поскольку они обладают хорошей теплопередающей способностью, и в то же время устраняется вероятность быстрого науглероживания трубы в восстановительной атмосфере, ют их годными для ковки, проката, выдавливания. Свойства предлагаемых сталей позволяют получать из них трубы с наружным диаметром 10 мм и толщиной стенки менее 1 мм, которые, в частности, годятся для теплообмен- 5 ников, а также трубы длиной свыше 10 м.

Таким образом, количество сварных швов, которые при реформинге, крекинге и в теплообменнике могут стать с течением времени причиной выхода из строя труб, сводится до минимума.

Таблица!

Состав сплава,%

Структура

Предел ползучести при 1000 С че2, рез 1000 ч, кг/мм

Образец

100

Литье 1,90

0,40 24,91 19,92

0,04 25,18 20,40

0,08 25,32 19,99

0,14 24,69 20,38

0,20 25,04 19,57

0,31 25,46 20,59

0,43 25,82 20,41

0,65 25,18 20,23

0,82 25,45 19,74

0 95 24,71 20,16

1,15 25,38 20,21

Таблица 2

Образец, Состав сплава, %

С Cr Ni

Струк тура

Предел полз чести при 1000 С через 1000 ч, gl кг/мм"

0,39 25,24 8,29

0,42 25,56 13,51

0,47 25,38 15,70

0,43 25,80 20,46

0,35 25,42 24,82

0,39 24,75 30,67

0,42 24,96 35,53

0,37 25,18 45,40

Таблица 3

Температура растворной термообработки, С

Состав сплава, % с (сг

Образец

1050 1100

301

302

303

304

0,41

0,43

0,24

0,12

20,51 15,3

25,82 20,4

25,13 35,4

27,56 39,5

Расплав

° t

Расплав

III

lV

IV

IV IV

IV IV

IV IV

IV lV

tII III

1Ч 1I I

IV !II

I V I I I

° э

101

102

103

104

I06

107

108

109

110

201

202

203

204

206

207

208

II

I I I

I l l

tIl

lit

III

Itl

tII

t!l

1

Ill

III

Ill

lll

III

iIt

0,90

0,95

1,65

1,70

1,90

1,95

1,90

1,90

1,80

1,65

0,85

0,90

1,85

1,95

2,05

2,00

2,10

2,00

1200 1250 1300 1350

11 й

44 0 0

4м р К

1«

Гс 1» Я

o о

4") 11

1 O 41 O

Г- Г-- Г1 с4 >ъ

К а

g ъ о

Г

4 1

v! 1 1

1 х

Ж (5 р

Я ! я Б Л й(Г4 1- я v а 0

1 1:". 1с с Х

4.4 ж .О О Г ос

ООО

О и

0 0 о о аооаа

0 O-О о

Г „

: а а, 1

,О « м О

СО 00 Г 4

ei I

Я 1 Д

СЭ ааООО О1.00 0 O

ООООOV OO

OОО

Г оо О

Г4 Ch сО Г сО

И и о 4

1 о 3

I ю

I O о> «ч Д со Г4 Г4

0 00

44 0 М 1„Г4 ж 0i O O o

Г4

Г 1 Г 4

М 4")

Г4 Г

М б (g y

Д

И сО О М

О»- О

Г 00 СО Г) Г4 Ch co

ОО М 4D 00 Г

0; и Г

Г4 Г 1 М о

О с 4

ФФ !

11 й!

401 ю1

I1 о

Г—

0 М. о

1"(М

Г1

14 о

0 а

СОГ-М0,00Г- О

О4. Г4„41„0 Г1 44

4 1 41 0 О 01 О О

Г1 ГЧ

М М /1 Г1 0 с4 Г4

О М СО М О О ОО Г

ООО0 ИСРааСК

Г 1 «Cl Г 1 Г4 Г 4 Г 4

3»

СО t GO 4") Г 4 СО "1 O м lA

И О 1 О 0 О Г4 сГ Ф ооооооооооо

4 Г4 « Г 4 (Г1 w Г4 М с1 lA

ОО Г4Г 4МММММ Ф Г 1 с3 Ф с" б 3 Ф Ф 3 с

С0

cd

I ("о и

0 о о а с

Р

I O! —

1 ъ и и

Ы 0 v а 04 и Х

03

Я ао 44-ДL

4\

К

>," а а ъ

Р»

О О О O O e O O 44 O

4D Г ОО О О 1 Г О О О

ООО О

ОО4 41 v 4- ООО О Г СО C«0i О 0i 00 О 00

ООO O-"

ОООО4- ОО41 О Г Г"- OО 0 « О ОО

О О С1 - О Г4

О 4 > 4> О 44 Ю

1О Г» Г 01 01

ООООО а ж а О 4.> а О 4 а Ю

"0 Г Г 0 1 0i 0 «i О 4D

ООOООО

СО Г- ОО Г4 Coo rr М 4.) ОО t»

4> О Г. О О 0 Г4 Г4

oooo oooooo

Г1» Г4 Г 1» Г4 4) М Г4

О Г4 М М М М З И11 Г Ф Ф "! ! Ф ч « Ф !660596

Таблица 6

C 0,43; Сг 25,83: С О 37; Cr 2518;

К i 20,41 Ni 45,40

С 0,41; Cr 20,51;

Ni 15,30 с

Предельная температу ра медленного охлаж0 денни, С

Структура!

Структура Предел пол

Зучести, 1 кг/мм»

Предел ползучести, ,1 кг/мм

Предел ползуче сп, кг/мм

Структура

Таблица 7

Предел ползучести. кг/мм

Состав сплава

Ni Закжка Воздупп!ое Охлаждение в воде охлаждение в печи

1,00

0,43 25,83 20,41 2,10

1,90

Таблица 8

Примечания

Состав сплава,%

Тип обработки

1 ермообработка

Предел ползу чести, кг/мм

Обра зец

Cr Ni

Мп

900 С 1000

1,13 25,72 15,10 Литье !

Сопостави.;1",24

2,40 1,50

80 055 мая сталь

Известная

25,53

81 0,06 0 38 1,58

1100 С 1 ч, закалка в воде 1,10 0,75

1280 С 30 апцн, закалка 1,70 1,10 в воде

1280 С 30 мтш, б

1050 С 30 мпн, закалка ! в воде

15,58 Ковка сталь

То же

82 054 042 133 25 33 15 74

Предлагаемая сталь

1280 С 30 мнн, закалка в воде

1280 С 30 мин, 1050 С 30 мин, закалка в воде

1,01 24,93 15,01

1,80 1,15 Сопостави84 0,94 0,61

ПредлагаеMRH

250 1,65

850!

I

ll !!

II

l l l

Il!

II I

ill

0,80

0,75

0,.70

0,85

0,90

0,95

1,75

1,85

1,50

1,35

l ! !!

III !

1! ! (!

Ill !!!

lII

l l I

0,90

0,95

1,05

1,85

1,90

2,10

2,00 ! 95

1,65

1,45

II

III

III

III !

Il

Ill

II I !!!

l l l

II I

1,00

1,75

1,90

2,00

2,10

2,05

1,95

1,85

1,60

1,40

660596

3v

Д

И

Е х

Д

v с} о

Д

Е

Д

С>

t

1 1

О

v о

С" } о

o" ь о ь

С}

СО ь о

Ch о

Ю

C}O ь ь

tV) 4 }

Ю }

О}

1/ \

} } сО

Г4 } о

ФГ} 3

D О С} Г} (С } о

lO

С4

Ю о

О

Е

16,0

Й

И ь

I

I !

01

Ю ь

ГЧ

1

1 3 ь

С }

Г.}

СО м.}

Г}

Г 4

3/}

С 4

Ь } 3„

lA

СЧ!

I

I

Ь

) Ch о

I !

I г

С } о (4

М } о о Ф

С}"

I е

1 ! Ф ь

I (} Ф о

С 4 (Х}„ ь а.

L I

g, o о

1-. у р — м

1з о

Н и

g,18

Ц "— 1 и. й -,—.— -!

}.} и о

lO! Я, т !

I ! !

1 в

I О

Г !

ы г —

1 и

И

0 и

1Я (Ъ

}: о и

Ф

М

Й 4 ,0

D и

С}

0 о и

С} ь

4} с0

}- ь с}

Ф и о

Ц о о са са э о

1 1! I

Й 5 о о,«О „.0

8 8

II ц

opîà г}.0 Ыч0 М

2О И с о И дФ д5

Л M

° {4

И

О

Д

СЭ о о о

cct 1 М

Йч й: И

Р

ClI

I- I Е

Й

j о и

Е

5

О«

Е»

Й

Д

Е

Й о о о о

Д

v.

Е

ы о и о

Б

v и

Я о

И о о о

Й

И

Е

3 и

Й о Ц

И„

К вЂ” т — 1 С4

{б Я

g »

М ю нч а о

О

00 о

О {/{

CO

О

{ а {/{ со

О о

СЧ о

Ch о о

ГЧ

С 4

О

{ » o

Щ

Ct{ о

{/1

С-4"

kf о

m

Й

6> о Д

{44

Itl

cd „о

Д "o

CO д{ СЧ

5 о

v о ф д И а

< y

Д о ю

Ь".v u

"о о (4 С4

Д о

m {/I

cd .„о

Д о

C/I

Cf о

{44

Ф .5

ОЭ о Д

{{4

m Ф

cd

,о

5 "o

GO

{{{ < 4 и о

Х

И са

Р) и

{/{

Ф m

cd,о

"о Б с И

» {ю{

И

Е

{/I и

Ю

2 {{4

cCI .) К о Б

GO

«» РЪ

Ю о о

Я а

1 ю

Х н ! {О о

1 cct а о о

И

14 о

vo,о,о

o o

CO CO

Г4 С 4

Оо

{/{

LO о д о

» LO

1ю ж о ы

m о о

cd

О о о

С 4

{/{ м о

{/{

{/) м м о О м

{/c м м о

Г м о м

Г О

С0 с о

1 — ! О

{4

{/l

{/) {4

1.0 /4

GO O

С{ а

GO

1 о

{{{

{/{ о о

{/{ {О

Г 3 GO о м

О о

c/c м о

Щ м

С» о о

Г4

С4 о

CO C0 сф С4 о

1

1 сэ

1 м ь"

Ch о"

Ф/) о о" а 1

» о о м ь а о о о

Д а

I Q м

О O

Г 4

{Г) о

О

c»t

О

o o

{ 4 Г 4

{/Ъ о

Г 4

*l j

Z I c/ ) 1 м

cd 1

1 m.

1 И ч а Q ""

{) С3

I 9 1- ——

P I

1 — — I

o! о1 ! — -

СЭ

I г — { { — — {{

Й а

1О

Ф о о о о о

С.)

f о о м

И а м о

И

Ц

51 а

И х

660596

1 — -{

{»

1 и

Д I — — 1

1 0) и Й о о

{ Ц

Е м

Е

m 3 I М

1 о а ) Е"

Ю

И а и

Л

{": о

{ й: С

19

Формула изобретения

Способ термической обработки деформируе мого аустенитного сплава, преимущественного состава, вес.%:

Углерод 0,1- 1,0

Кремний 0,01-3,0

Марганец 0,01-10,0

Хром 13,0-35,0

Никель 15,0-50,0

Железо и примеси Остальное включающий нагрев, выдержку и закалку, & рукп ур (;) 660596

20 отличающийся тем,что,сцелью повышения предела ползучести, сплав нагревают в интервале температур от 1150 до линии о солидуса за 10-30 мин., охлаждают до 950 С в течение 5,0 с-1,0 ч, после чего производят закапку в воде или на воздухе, Источники информации, принятые во внимание прн экспертизе

1. Гудремон Э. Специальные стали. Том l, 1966, с. 638.

2, Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М., "Металлургия", 1969, с. 167-180. &ю, уя лаура () 660596

2,2

78

/по (%)

Рие. Р

Составитель А. Ляпунов

Техред М.Петко Корректор М.Ряшко

Редактор 11. Павлова

Заказ 2173/14

Тираж 652 Поштисное

ЦНИИПИ Государственного комисета СССР по делам изоорстеиии и открытии

113035, Москва. Ж--35, Раушская иаб., д. 4/5

Филиал ППП "Патснг", г. Ужгород, ул. Проектная, 4