Сталь марки 20Х3МВФ

Марка: 20Х3МВФ Вид поставки: сортовой прокат, в том числе фасонный: ГОСТ 20072-74, ГОСТ 2590-2006, ГОСТ 2591-2006. Калиброванный пруток: ГОСТ 8559-75, ГОСТ 8560-78, ГОСТ 7417-75. Полоса: ГОСТ 103-2006, ГОСТ 4405-75. Поковки и кованые заготовки: ГОСТ 1133-71. Класс: Сталь жаропрочная релаксационностойкая Использование в промышленности: роторы, диски, поковки, прутки, крепежные детали, трубы для химической аппаратуры, работающие при температурах до 550 °С

Химический состав в % стали 20Х3МВФ
C	0,15 - 0,23
Si	0,17 - 0,37
Mn	0,25 - 0,5
Ni	до 0,3
S	до 0,025
P	до 0,03
Cr	2,8 - 3,3
Mo	0,35 - 0,55
W	0,3 - 0,5
V	0,6 - 0,85
Cu	до 0,2
Fe	~93

Дополнительная информация и свойства

Удельный вес: 7800 кг/м3 Термообработка: Закалка 1030 - 1060 oC, масло, Отпуск 660 - 700 oC Твердость материала: HB 10 -1 = 269 МПа Температура ковки, °С: начала 1240, конца 780. Сечения до 50 мм охлаждаются в ящиках, 51-700 мм подвергаются отжигу с одним переохлаждением. Температура критических точек: Ac1 = 800 - 830 , Ac3(Acm) = 900 - 950 , Ar3(Arcm) = 790 - 800 , Ar1 = 680 - 700 Обрабатываемость резанием: в отожженном состоянии при HB 157 и σв=530 МПа, К υ тв. спл=1,5 и Кυ б.ст=1,1 Свариваемость материала: ограниченно свариваемая. Способы сварки: РДС, необходимы подогрев и последующая термообработка, КТС.

Механические свойства стали 20Х3МВФ
ГОСТ	Состояние поставки, режим термообработки	Сечение, мм	σ0,2 (МПа)	σв(МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (Дж / см2)
ГОСТ 20072-74	Закалка 1030-1060 °С, масло. Отпуск 660-700 °С, воздух	90	735	880	12	40	59

Механические свойства стали 20Х3МВФ при повышенных температурах
Температура испытаний, °С	σ0,2 (МПа)	σв(МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (Дж / см2)
Диски диаметром 600-1000 мм, толщиной 100-150 мм. Закалка 1050 °С, масло. Отпуск 700 °С. (Образцы тангенциальные)
20 200 300 400 500 550 580	730-810 700 700 660 580-610 510-550 480-500	870-910 780 780 720 600-630 530-560 490-540	13 12 10 10 - 10-12 11	45-50 55 39 33 44-52 44 27-40	34-44 67 88 83 78 59-78 59-78
Поковка ротока из слитка 47 т, диаметром бочки 965-1075 мм. Нормализация 1050 °С. Закалка 1000 °С, масло. Отпуск 670 °С, охлаждение с печью до 150 °С. (Образцы тангенциальные)
20 300 400 500 550 600	590-690 510-600 500-590 450-570 400-510 340-450	690-780 600-680 550-560 470-570 410-520 360-460	12-18 11-15 13-16 15-20 12-21 18-23	41-68 54-61 57-65 69-72 65-80 70-84	39-108 108-122 98-118 88-118 88-118 88-118
Образец диаметром 6 мм, длиной 30 мм, кованый и нормализованный. Скорость деформирования 16 мм/мин. Скорость девормации 0,009 1/с
1000 1050 1100 1150 1200	49 31 22 15 17	72 49 45 26 27	56 58 66 77 79	100 100 100 100 100	- - - - -

Механические свойства стали 20Х3МВФ при испытаниях на длительную прочность
Температура испытания, °С	Предел ползучести, МПа	Скорость ползучести %/ч	Температура испытания, °С	Предел длительной прочности, МПа, не менее	Длительность испытания, ч
500 500 550 550 580	177 147 127 98 49	1/10 000 1/100 000 1/10 000 1/100 000 1/100 000	500 500 550 550 580 580	333 294 196 157 137 98	10 000 100 000 10 000 100 000 10 000 100 000

Чувствительность стали 20Х3МВФ к охрупчиванию при старении

Время, ч	Температура, °С	KCU (Дж / см2)
10 000 10 000 5 000	Исходное состояние 500 550 600	44 73 49 73

Предел выносливости стали 20Х3МВФ
σ-1, МПА	n	Термообработка
314-333	107	σ0,2=640 МПа, σв=760 МПа. Поковка ротора, диаметр бочки 860 мм. Отжиг 950 °C. Нормализация 1100 °C. Закалка 980-1020 °C, масло. Отпуск 660-680 °C.

Физические свойства стали 20Х3МВФ
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	2.07		38.5	7800
100	2.04	10.6	35.6		502	398
200	2	11.5	33.1		560	465
300	1.93	11.8	31.4		610	544
400	1.86	12.1	30.6	7690	650	640
500	1.82	12.6	29.7	7660	710	743
600	1.77	13	29.3	7620	750	859
700	1.71		28.9			982

Свойства и сварка стали марки 20Х3МВФ (и подобных): в большинстве среднелегированных сталей структуру и механические свойства зоны термического влияния улучшают нормализацией (закалкой) и последующим отпуском. Так как ответственные конструкции из среднелегированных сталей обычно подвергают последующей полной термообработке, возможное ухудшение свойств металла участка перегрева в состоянии после сварки не препятствует применению электрошлаковой сварки.

Повышенное содержание легирующих элементов в среднелегированных сталях может способствовать получению и более стойких форм перегрева, которые не устраняются одноразовой нормализацией или закалкой. Кристаллографически упорядоченная структура металла в околошовной зоне (бейнит, мартенсит, видманштеттова структура) может вызывать структурную его наследственность. Одна из характерных особенностей мартенситного и промежуточного превращений - кристаллогеометрическая связь кристаллических решеток исходной и вновь образующейся фаз. Исходное зерно аустенита при охлаждении после сварки превращается в кристаллики а-фазы, которые близостью ориентировок (текстур) объединены в группы.

Образующиеся в пределах аустенитного зерна текстуры закономерно связаны с кристаллической решеткой аустенита и между собой. Поэтому аустенитные зерна сохраняют индивидуальность. Внутризеренная структура объединяет а-кристаллы, образующиеся в объеме аустенитного зерна, в единый комплекс - псевдозерно, наследующее величину, форму и ориентировку исходного зерна. Такая наследственность при охлаждении может вызвать структурную наследственность металла при нагреве. При медленном или очень быстром нагреве соединения до температур нормализации (закалки) аустенит также образуется кристаллографически упорядоченным механизмом, в результате чего в зоне термического влияния восстанавливается исходное крупное зерно, вызванное перегревом при сварке. Примером могут служить сварные соединения из сталей 20ХЗМВФ, 30ГХ2МФ, 25ХНЗМФ и др. Нормализация таких соединений при температурах на 40-60 К (40-60° С) выше критической точки Ас₃ не приводит к изменению аустенитного зерна в участке перегрева. Оно сохраняется таким же крупным, как и в состоянии после сварки, а ударная вязкость металла остается низкой.

Для устранения последствий перегрева в таких сталях используют то обстоятельство, что крупнозернистый аустенит, образовавшийся при повторном медленном или быстром нагреве перегретой стали, не стабилен в структурном отношении. С увеличением выдержки или повышением температуры в надкритической области (выше Ас₃) он претерпевает рекристаллизацию. Последняя обусловлена внутренним или фазовым наклепом аустенита, вызванным наследственной передачей ему части дефектов мартенсита или бейнита или возникновением дефектов в процессе а - у превращения, сопровождающегося изменением удельного объема. Процесс фазовой перекристаллизации в этом случае состоит из собственно фазового превращения, в результате чего происходит восстановление исходного крупного зерна, и рекристаллизации аустенита, когда крупное зерно заменяется мелким.

Для исправления структуры перегрева необходимо нагревать соединения в температурном интервале рекристаллизации аустенита. Он зависит от состава стали, исходной структуры и режимов нагрева и для многих среднелегированных сталей превышает точку Ас₃ на 100-150 К (100-150° С). При назначении режима термообработки необходимо помнить, что при чрезмерном повышении температуры или увеличении выдержки может происходить собирательная рекристаллизация, или рост зерна аустенита. Поэтому для массивных изделий, температуры и скорости нагрева которых на поверхности и в центральной зоне могут быть различны, после термообработки в интервале рекристаллизации аустенита в ряде случаев прибегают к дополнительному нагреву до температур межкритического интервала Ас₁-Ас₃. Вследствие термообработки в этом интервале температур, как уже упоминалось в п. 9.2, происходят частичная перекристаллизация и измельчение структуры металла. В результате такой сложной термообработки, как это видно на примере стали 25ХНЗМФ, вязкость металла участка перегрева восстанавливается до уровня вязкости основного металла.

Последствия перегрева в сталях, склонных к структурной наследственности, могут быть устранены двойной термообработкой при температурах ниже температуры рекристаллизации аустенита. Были проанализированны свойства металла участка перегрева на сталях 20ХЗМВФ и 30ГХ2МФ после такой термообработки. В общем случае желательно после первого нагрева выше точки Ас₃ охладить сварное соединение замедленно, чтобы произошли распад аустенита на ферритно-перлитную структуру. Тогда повторный нагрев выше точки Ас₃ для нормализации или закалки уже не приведет к восстановлению исходного зерна перегретой стали. Вызвано это тем, что образующиеся в результате диффузионного распада аустенита в перлитной области колонии перлита не обнаруживают резко выраженной ориентационной связи с исходным зерном аустенита и их можно рассматривать как отдельные зерна. Вследствие этого многократная закалка, дающая кристаллографически упорядоченные структуры, может быть менее эффективна для устранения последствий перегрева, чем один полный отжиг с распадом аустенита в перлитной области.

Стойкие формы перегрева можно устранить и одноразовой закалкой (нормализацией), если сварное соединение подвергнуть значительным пластическим деформациям (например, ковке). Крупные аустенитные зерна в процессе деформирования раздробляются, а последующая закалка с отпуском сообщает металлу требуемую прочность и вязкость. Так, например, в сварных соединениях из стали 35ХНЗМФА толщиной 750 мм равноценную ударную вязкость основного металла и зоны термического влияния (1,35-1,64 и 1,43-1,49 МДж/м² соответственно) можно получить после ковки и последующей закалки с отпуском. Наиболее эффективно сочетание пластической деформации соединений с термообработкой при изготовлении крупнотоннажных заготовок, изделия из которых формируются с большей степенью укова. Получающаяся при этом однородность структуры особенно важна для изделий со специальными свойствами, например, с высокой магнитной проницаемостью.