Сталь жаропрочная 12ХМ

Марка: 12ХМ	Класс: Сталь жаропрочная низколегированная
Использование в промышленности: сортовые заготовки, поковки, котельные трубы для длительной службы при температурах до 500 град.

Химический состав в % стали 12ХМ
C	0,09 - 0,15
Si	0,15 - 0,3
Mn	0,4 - 0,7
Ni	до 0,25
S	до 0,025
P	до 0,03
Cr	0,4 - 0,6
Mo	0,4 - 0,6
Cu	до 0,2
Fe	~97

Зарубежные аналоги марки стали 12ХМ
США	A182, A387Gr.12Cl.2, Gr.P12, K11562, K11572, K11597, K11757, K12062
Германия	1.7335, 13CrMo4, 13CrMo4-5, 13CrMo44
Япония	SFVA12, SFVAF12, STBA20, STBA22, STFA22, STPA20, STPA22
Франция	13CrMo4-5, 14CrMo4-5, 15CD3.5, 15CD4.05, 15CD4.5
Англия	13CrMo4-5, 1501-620, 1501-621, 620-440, 620-470, 620-540
Евросоюз	13CrMo4-5
Италия	13CrMo4-5, 14CrMo3, 16CrMo3
Бельгия	14CrMo45
Испания	14CrMo4-5, F.2613, F.2631
Китай	12CrMo, 12CrMoG
Швеция	2216
Болгария	13CrMo4-5, 14ChM, 15ChM
Венгрия	13CrMo4-5, KL9
Польша	15HM
Румыния	14CrMo4
Чехия	15121
Австрия	13CrMo4-4KW
Юж.Корея	SFVAF12, STHA20, STHA22

Дополнительная информация и свойства

Термообработка: Нормализация 910 - 930oC, Отпуск 670 - 690oC, Охлаждение воздух,

Температура критических точек: Ac1 = 720 , Ac3(Acm) = 880 , Ar3(Arcm) = 790 , Ar1 = 695

Механические свойства стали 12ХМ при Т=20oС
Прокат	Размер	Напр.	σв(МПа)	sT (МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (кДж / м2)
Трубы	Ж 273 x 28	Прод.	455	284	31.5	66.5	1930

Физические свойства стали 12ХМ
T (Град)	E 10- 5 (МПа)	a 10 6 (1/Град)	l (Вт/(м·град))	r (кг/м3)	C (Дж/(кг·град))	R 10 9 (Ом·м)
20	2.16			7850	498
100	2.1	11.2	50.24			240
200	2.04	12.5	50.24		519	330
300	1.99	12.7	50.24		569	410
400	1.93	12.9	48.56		595	540
500	1.82	13.2	46.89		653	640
600	1.73	13.5	46.05		733	740
700		13.8	43.96		888	900

Электрошлаковая сварка стали 12ХМ и близких по свойствам: целесообразно применять стали с низкой склонностью к росту зерна при высоких температурах. Наиболее активно препятствуют росту зерна тугоплавкие соединения типа окислов, нитридов и карбидов. Стали с нитридами могут оказаться мало чувствительными к перегреву при электрошлаковой сварке, если в результате легирования, прокатки и термообработки они содержат большое количество мелкодисперсных (размером менее 500 А) частиц при наиболее полном связывании азота в нитриды. Хорошего результата можно достичь, подвергая стали перед сваркой термообработке в температурных интервалах наиболее интенсивного выделения мелкодисперсных и тугоплавких нитридов (И. Гривняк). Для выделения нитридов алюминия эта температурная область составляет 740-770° С и 640-660° С, карбонитридов титана - 900-920°С и 650-680° С, карбонитридов ниобия -770-780° С, карбонитридов ванадия - 700-750° С и 640-700° С, гексагональных нитридов ванадия - 700-780° С. Полученные таким образом мелкодисперсные нитриды (карбонитриды) не успевают полностью раствориться под воздействием термического цикла электрошлаковой сварки и активно препятствуют росту зерна по всей ширине зоны термического влияния вплоть до границы сплавления.

Склонность стали к росту зерна при электрошлаковой сварке могут уменьшить не только специально получаемые мелкодисперсные нитриды. Активные нитридо- и карбидообразующие элементы титан, цирконий и ванадий существенно влияют на процессы роста зерна и в сталях с обычным содержанием азота.

Однако не всегда сталь, мало склонная к росту зерна, обладает высокой стойкостью против хрупкого разрушения в зоне термического влияния.

Следует избегать использования сталей, микролегированных, например, 0,05-0,12% циркония или титана. При электрошлаковой сварке такие стали резко охрупчиваются вследствие понижения ударной вязкости феррита, обогащенного азотом, титаном или цирконием после частичного растворения нитридов, а также загрязнения границ зерен перегретого металла скоплениями сложных оксикарбонитридных выделений и пленками и строчками сульфидных включений.

Наиболее высокими свойствами после перегрева обладают стали с нитридами алюминия. В качестве примера укажем, что на хромо-молибденовой стали с нитридами алюминия требуемые значения ударной вязкости металла участка перегрева сохраняются при температурах на 30-40° С более низких, чем на стали без нитридов.

Механические свойства сталей с нитридами заметно зависят от толщины металла и тепловых условий сварки.

Некоторое тормозящее действие на рост зерна могут оказать горофильные и уменьшающие скорость самодиффузии железа элементы, например, никель и марганец в хромомолибденовой стали.

Высокая ударная вязкость металла вблизи границы сплавления может быть получена и при крупном бывшем аустенитном зерне. Это происходит в тех случаях, когда сталь содержит элементы, благоприятно влияющие на другие последствия перегрева. Необходимо учитывать, что хладостойкость низколегированной ферритно-перлитной стали зависит от химического состава и размера зерна феррита и возрастает с увеличения дисперсности перлита и уменьшением его доли в структуре.

Наиболее сильно смещает критическую температуру хрупкости феррита в область низких температур никель (до 5%). Хром и марганец при содержании до 2% увеличивают ударную вязкость феррита, при большем количестве действие их ослабляется и может быть отрицательным. Положительное влияние оказывает также алюминий в количестве до 1,6%. Молибден и вольфрам обычно понижают ударную вязкость феррита.

Измельчение перлита происходит в тем большей степени, чем более сталь легирована элементами, повышающими устойчивость аустенита и смещающими его распад в область более низких температур, - марганцем и сильными карбидообразующими элементами - ванадием, молибденом, хромом и др. Важно то, что повышение температуры аустенитизации снижает критическую скорость охлаждения, благоприятствует появлению промежуточной структуры и увеличивает скорость промежуточного превращения аустенита. Поэтому вблизи границы сплавления можно получить мелкодисперсные структуры перлита или бейнита при меньшем легировании, чем в нормализованной стали. Высокая же дисперсность частиц второй фазы, характерная, например, для нижнего бейнита, заметно увеличивает хладостойкость металла.

Легирующие элементы сужают температурно-концентрационную область существования видманштеттовой структуры и ослабляют образование ее в участке перегрева. Этому же содействует ограничение количества углерода в стали (менее 0,1%). Полному устранению видманштеттовой структуры в соединениях, например, из сталей типа 12ХМ способствует дополнительное легирование марганцем, хромом или никелем до содержаний ~2%, ванадием >0,18%, титаном или цирконием >0,05%, вольфрамом >1,1 %. Подобные количества марганца, никеля, ванадия и циркония, а также 0,12% титана, понижая температуру превращения аустенита, подавляют выделение доэвтектоидного феррита по границам бывших аустенитных зерен.