Содержание к диссертации
Введение
Литературный обзор 11
Износ и износостойкость материалов 11
Выбор износостойких материалов для ударно - абразивного изнашивания 17
Особенности мартенситных превращений в сталях Fe- Мп-С, Fe-Cr-C, Fe-Cr-N, протекающие в процессе охлаждения в зависимости от их состава 18
Особенности мартенситных превращений в сталях Fe-Mn-C 18
Особенности мартенситных превращений в сталях Fe-Cr-C 27
Особенности мартенситных превращений в сталях Fe-Cr-N... 35
Метастабильные аустенитные стали как износостойкий материал с высокой способностью к деформационному упрочнению и релаксации напряжений 42
Постановка цели и задач исследования 51
Материалы и методики исследования 53
Выбор материалов и режимов термической обработки 53
Методы исследования 55
Металлографический метод исследования 55
Рентгеновский метод исследования 55
2.2.3. Электронно-микроскопический метод исследования 56
2.2.4. Дюрометрические исследования 56
2.2.5. Испытания механических свойств 56
2.2.6. Испытание на абразивное изнашивание 57
2.2.7. Испытание на квазистатическое сжатие 58
2.2.8. Испытание на локальный удар 59
2.2.9. Метод ферритометрии 59
3. Износостойкость высокоазотистых железохромистых сталей в условиях абразивного изнашивания 62
3.1. Влияние температуры закалки на фазовый состав, твердость, способность к упрочнению и износостойкость для сталей 0Х18А1,2, 100X18, 120Г18Л 63
3.2. Влияние отпуска после закалки от 1200С на фазовый состав, твердость, способность к упрочнению и износостойкость сталей систем: Fe-Cr-N, Fe-Cr-C, Fe-Mn-C 76
3.2.1 Твердость исследованных сталей 77
3.2.2 Структурные изменения исследованных сталей 81
3.2.3 Износостойкость исследованных сталей при абразивном изнашивании 101
3.3. Структурные изменения при неполной закалке высокоазотистых железохромистых сталей 111
Исследование метастабильных марганцевых сталей для работы в условиях преимущественно абразивного изнашивания 119
Влияние температуры закалки на фазовый состав и механические свойства метастабильных сталей 145Г5ХЛи160Г4ХЛ 123
Испытание сталей 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ на квазистатическое сжатие 132
Испытание сталей 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ на локальный удар 135
Общие выводы 142
Список литературных источников 144
- Особенности мартенситных превращений в сталях Fe- Мп-С, Fe-Cr-C, Fe-Cr-N, протекающие в процессе охлаждения в зависимости от их состава
- Электронно-микроскопический метод исследования
- Влияние отпуска после закалки от 1200С на фазовый состав, твердость, способность к упрочнению и износостойкость сталей систем: Fe-Cr-N, Fe-Cr-C, Fe-Mn-C
- Испытание сталей 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ на квазистатическое сжатие
Введение к работе
ВВЕДЕНИЕ В условиях механического изнашивания (абразивного, ударно-абразивного, эрозионного) применяют стали с высоким содержанием углерода и в случаях отсутствия сильных ударных нагрузок - белые износостойкие чугуны.
Для изготовления литых деталей, работающих в условиях абразивного изнашивания (сменные детали размольного оборудования, бронефутеровочные плиты доменных скипов и др.), используется высокоуглеродистая высокомарганцевая сталь НОГ 13 Л. Недостатком стабильной аустенитной стали 110Г13Л является невысокая эксплуатационная стойкость в условиях абразивного изнашивания. Это может быть связано с низкой исходной твердостью, а также неспособностью высокомарганцевого аустенита претерпевать в процессе абразивного изнашивания деформационное мартенситное превращение, свойственное для метастабильных аустенитных сталей. Весь технологический цикл, начиная с выплавки высокомарганцевых сталей и заканчивая окончательными сборочными работами, связан с весьма вредными с экологической точки зрения процессами выделения в атмосферу окислов марганца. Один из перспективных путей замены стали 110Г13Л состоит в разработке экономнолегированных углеродистых сталей с метастабильным аустенитом, обладающих повышенной способностью к упрочнению при воздействии частиц абразива на рабочую поверхность деталей. В последнее время интенсивно развивается перспективное направление, связанное с получением сталей со сверхравновесным содержанием другого элемента внедрения-азота. Легирование безуглеродистых хромистых сталей азотом - как сильным аустенито-образующим элементом - в количестве 1% позволяет получить однофазную структуру пересыщенного у - твердого раствора без использования других аустенитообразующих элементов. Это открывает широкие возможности для разработки высокопрочных экономнолегированных, коррозионно — стойких сталей с ценными эксплуатационными свойствами, в том числе с повышенным сопротивлением изнашиванию. Поэтому представляет большой интерес изучить возможность применения азотсодержащих сталей с аустенитной структурой в качестве материала для условий ударно -абразивного изнашивания. Для получения нужного комплекса свойств исследовано влияние химического состава метастабильных сталей систем Fe-Cr-N, Fe-Mn-C, Fe-Cr-C и различных термообработок на стабильность их аустенита и, соответственно, на механические свойства. Исследовано влияние основных структурных факторов на износостойкость материалов этих систем легирования в условиях абразивного изнашивания.
В связи с этим в работе решались следующие задачи:
1. изучено влияние легирующих элементов (N, Мл, Сг) на мартенситные превращения при охлаждении и абразивном изнашивании в зависимости от температуры закалки в двух группах сталей на основе марганцевого углеродистого аустенита (145Г4ХЛ, 160Г4ХЛ, 120Г18) и хромистого азотистого аустенита (0Х18А0,4 - 0X18А 1,2) в сравнении с хромистым углеродистым аустенитом (100X18);
2. установлены основные закономерности поведения исследуемых сталей в сравнении со стабильной аустенитной сталью (120Г18) в условиях ударно-абразивного нагружения;
3. изучено влияние отпуска после закалки на фазовый состав, структуру и механические свойства исследуемых сталей;
4. изучено развитие мартенситных превращений в процессе испытаний на изнашивание по закрепленному абразиву, изучена способность к деформационному упрочнению и износостойкость сталей с 1 — 1,2 % углерода и азота на основе марганце - углеродистого, хромисто -углеродистого и хромисто - азотистого аустенита;
5. на основе изучения взаимосвязи мартенситных превращений со способностью к упрочнению и износостойкостью при абразивном изнашивании разработана метастабильная аустенитная сталь 145Г5ХЛ для футеровок шаровых и стержневых мельниц, работающих в условиях преимущественно абразивного изнашивания в отсутствие сильных ударных нагрузок.
Особенности мартенситных превращений в сталях Fe- Мп-С, Fe-Cr-C, Fe-Cr-N, протекающие в процессе охлаждения в зависимости от их состава
Особенности мартенситных превращений в сталях Fe-Mn-C Стали системы Fe-Mn-C достаточно подробно изучены. Углерод является сильным стабилизатором аустенита в сплавах железа, при совместном присутствии в сталях с марганцем этот эффект усиливается [11]. Марганец относится к элементам, расширяющим аустенитную область в сплавах. Увеличение содержания марганца в системе ведет к росту периода решетки аустенита, к росту стабильности аустенита по отношению к бездиффузионному его превращению (рис. 1.1) [11, 14, 16]. Характер его распределения (равномерное или же образование обогащенных и обедненных зон) проявляется в изменении стабильности аустенита при охлаждении и деформации [14]. В системе Fe-Mn-C марганец уменьшает термодинамическую активность углерода [14]. Атомы углерода "предпочитают" размещаться в ближайшем соседстве с атомами марганца, чем с атомами железа. И в итоге, неоднородность в распределении атомов марганца и углерода, неустранимая и при закалке от высоких температур, приводит к образованию в углеродистом марганцевом аустените зон с высоким содержанием этих элементов. Можно предположить, что наличие такой неоднородности должно сказаться на стабильности аустенита. В зависимости от содержания марганца и углерода в системе Fe-Mn-C посредством термической обработки можно получить: перлитные, мартенсито - перлитные, мартенситные, аустенито - мартенситные, аустенитные стали (рис. 1.2) (увеличение содержания марганца и углерода смещает мартенситную точку в область более низких температур). Действие легирующих элементов на мартенситное превращение обусловлено также изменением энергии дефектов упаковки (ЭДУ) легированного аустенита, т.к. ЭДУ как одна из важных характеристик дислокационной структуры существенно влияет на особенности развития В железомарганцевых бинарных сплавах после закалки можно выделить существование следующих фаз [20-22]: 1) при содержании марганца от 0 до 10% протекает у— а - мартенситное превращение, причем увеличение содержания марганца приводит к понижению мартенситной точки, повышению ЭДУ, образуется пересыщенный углеродом а- твердый раствор той же концентрации, что и исходный у- твердый раствор, стабилизации аустенита по отношению к мартенситному превращению. 2) при увеличении содержания марганца от 10 до 27% температура мартенситных превращений понижается незначительно. В таком интервале концентраций марганец проявляет свое особенное поведение в сплавах, констатируется снижение ЭДУ, по-видимому, сплавам Fe-Mn с концентрацией марганца около 20% соответствует минимальное значение ЭДУ, распад аустенита осуществляется по схеме у—»е-ж [21, 24]. При этом в структуре: а, 8 - мартенсит, наблюдается остаточный аустенит. 3) в сплавах с содержанием марганца более 27% при охлаждении даже до отрицательных температур структура остается аустенитная. Увеличение концентрации углерода в сплавах приводит к существенному изменению величины ЭДУ сплавов. Например, концентрационная зависимость ЭДУ марганцевого аустенита сплава Г12 от содержания углерода может быть охарактеризована следующим образом: введение углерода в сплав Г12 до 0,45% приводит к снижению ЭДУ. При 0,45% углерода кривая имеет минимум. Дальнейшее увеличение содержания углерода вызывает повышение ЭДУ и стабилизацию аустенита [14, 24, 25].
При глубоком охлаждении аустенитных сталей ниже комнатной температуры также происходит образование мартенсита в большем или меньшем количестве. При соответствующем содержании марганца в таких сталях наряду с а - фазой можно наблюдать и Е - фазу. Холодная пластическая деформация железомарганцевых сплавов вызывает ряд структурных изменений. Так, деформация железомарганцевого сплава с 21,6% марганца и 0,26% углерода на 45% переводит остаточный аустенит полностью в е - мартенсит. В сплавах же с меньшим содержанием марганца (15-17%) деформация на 40-50% приводит к образованию наряду с е - мартенситом еще и а - мартенсита [26, 27]. Процесс образования мартенсита при пластической деформации аустенита, по-видимому, может происходить двумя путями: 1) непосредственным превращением гранецентрированной кристаллической у - решетки в объемноцентрированную а-решетку, или 2) через промежуточную метастабильную фазу [11, 14,20-22, 26,28]. Итак, марганцевый аустенит имеет специфические свойства, из которых наиболее важны следующие: низкая величина энергии дефектов упаковки и связанная с этим высокая способность к деформационному упрочнению; наличие нескольких типов мартенситных превращений ( у-»сс, у«- е, е, у-»е- а ); протекание антиферромагнитного превращения в широком диапазоне концентрации; наличие эффекта памяти формы и высокой степени демпфирования, связанных с обратимым у -+ с превращением [28]. По методике [28] была построена диаграмма мартенситных превращений для сталей системы Fe-Mn-C (рис. 1.3). Диаграмма состоит из четырех областей, разделенных прямыми линиями. Стали, находящиеся по своему химическому составу в различных областях диаграммы, отличаются между собой по стабильности аустенита в процессе охлаждения или холодной пластической деформации сжатием со степенью относительной деформации 40%. Области I (Мн 20С) соответствуют стали с мартенситно - аустенитной структурой. В области II (-196С Мн 20С) находятся стали переходного класса со структурой аустенита, претерпевающие частичное мартенситное превращение при охлаждении до -196С. Область III (Мн -196С; Мд 20С) соответствует метастабильным аустенитным сталям, мартенситные превращения в которых развиваются только в процессе пластической деформации при комнатной или отрицательных температурах. В область IV входят стабильные аустенитные стали, которые не претерпевают деформационного мартенситного превращения при 20С (МД 20С, т.е. количество а-мартенсита, определенное магнитным методом, менее 1%).
Электронно-микроскопический метод исследования
Изучение тонкой структуры проводилось на микроскопе ЭВМ — 100Л методом трансмиссионной электронной микроскопии с использованием возможных режимов его работы. Объектом исследования служили тонкие фольги, которые механически доводились до толщины 10"4 м, а затем подвергались электрополировке по стандартной методике [69].
Измерения твердости проводили по Роквеллу по шкале С (ГОСТ 9013-59), по Бринеллю при нагрузке 3000кг (ГОСТ 9012-59) [78], измерение микротвердости проводили на приборе ПМТ-3 при нагрузке 50 г, ЮОг (ГОСТ 9450-76). Значения твердости определяли как среднее арифметическое 10 замеров.
Испытания на растяжение и расчет характеристик на прочности (ств, Оол) и пластичности (8, ц/) проводили в соответствии с ГОСТ 10006-80 на коротких продольных образцах [78, 79]. Испытания проводили на растяжение на машине УИМ-20 фирмы Амслер.
Значения о в, сто,2, 5 W определяли как среднее арифметическое по результатам испытаний 3-5 образцов.
Уровень ударной вязкости определяли на образцах типа №1 (U-образный надрез) в соответствии с ГОСТ 9454-78. Испытания на ударную вязкость проводили на маятниковом копре МК-30 фирмы Мор Федергаф.
Сравнительные испытания на износостойкость по закрепленному абразиву на основе метода М.М.Хрущева, который в последнее время широко используется в работах отечественных и зарубежных исследователей [ 19, 70, 71], проводили на лабораторной установке. Образцы размером 10x10x25 совершали возвратно - поступательное движение торцевой частью по шлифовальной бумаге марки 13А16ПМ328 на корундовой основе после приработки в аналогичных условиях. Длина одного рабочего хода образцов составляла 0,13 м, путь трения образца за одно испытание при скорости движения 0,158 м/с составлял 78 м. Поперечное смещение шлифовальной бумаги на один ход образца составляло 0,0012 м, нормальная нагрузка на образец - 98 Н (удельная нагрузка 1 МПа). Принятые условия испытаний обеспечивали несущественный нагрев рабочей поверхности образцов. Взвешивание образцов до и после испытания проводили на аналитических весах с ценой деления 0,1 мг. Относительная износостойкость при абразивном изнашивании определялась как среднее арифметическое результатов двух параллельных испытаний: износ эталонного образца по массе, г; Мо - абсолютный износ испытуемого образцапо массе, г; Е - относительная износостойкость. В качестве эталона испытывались на износ образцы из широко используемой в условиях ударно - абразивного изнашивания аустенитной стали 110Г13Л после закалки от 1100С.
Испытание на квазистатическое сжатие проводилось на испытательной машине ЦД-100. Максимальная сила сжатия ЦЦ-100 - 100 т.
В ходе эксперимента образцы испытывались при нагрузке 15 т. Так как в результате осевого сжатия опытный образец укорачивается в длину и увеличивает свое сечение, то относительная степень объемного сжатия рассчитывалась по формуле:
Установка, на которой проводились испытания на локальный удар, представляет собой трубу, вертикально закрепленную, высотой 1,5 м. Внутри трубы свободно перемещается ударник массой 4,7 кг. Вблизи нижнего края труба устанавливается специальная оправка в которой располагается опытный образец. В оправку вставляется зубило с углом заточки 60, которое в нерабочем состоянии соприкасается с рабочей поверхностью образца. Причем, поверхность образца перпендикулярна оси симметрии зубила, оси симметрии трубы. Затем, с высоты 1,5 м ударником производилось нагружение сосредоточенным ударом. Удар проходил поперек образца шириной 10 мм. Работа удара считалась по формуле:
Метод ферритометрии был использован для определения количества магнитной фазы в исследуемых образцах. В основу метода положен принцип магнитных весов. Установка представляет собой рычаг (рис. 2.1), на одном конце которого закреплен сердечник из армко-железа. Сердечник свободно перемещается в катушке с переменным током. На другом конце рычага закреплен эталонный магнит (постоянный). К катушке последовательно подключен амперметр. С увеличением силы тока в цепи катушка сильнее и сильнее втягивает сердечник. Возникает движение рычага, которое приводит к отрыву постоянного магнита от образца при определенном значении силы тока, фиксируемой на амперметре. Количественная оценка магнитной составляющей структуры исследуемых сталей производилась по формуле: I обр - сила тока, требуемая для отрыва постоянного магнита от образца, тА; I эталон - сила тока, требуемая для вывода эталона из переменного электромагнитного поля катушки, тА; а - количество магнитной фазы
Влияние отпуска после закалки от 1200С на фазовый состав, твердость, способность к упрочнению и износостойкость сталей систем: Fe-Cr-N, Fe-Cr-C, Fe-Mn-C
Фазовый состав сталей после закалки от 1200С, определенный с помощью рентгеноструктурного анализа, зависит от концентрации углерода, азота, хрома и марганца в твердом растворе и изменяется от преимущественно мартенситного (0Х18А0,4,0Х18А0,7) до полностью аустенитного (табл32.) [52,54]. Твердость сталей системы Fe-Cr-N
Стали мартенситного класса 0Х18А0,4 и 0Х18А0,7 в закаленном от 1200С состоянии имеют характерную для мартенсита сравнительно высокую твердость - 48...50 HRC.
Характер зависимости твердости сталей от температуры отпуска определяется полнотой процессов распада пересыщенных твердых растворов а-мартенсита и аустенита. При отпуске 400С у сталей мартенситного класса наблюдается небольшое повышение твердости, что может быть связано с перераспределением атомов азота и хрома в мартенсите и остаточном аустените и образованием смешанных кластеров [51] (рис.3.7).
Высокая твердость мартенситных сталей сохраняется- до 500С для стали 0Х18А0,4 и до 600С для стали 0Х18А0,7. Причем у стали 0Х18А0,7 при температуре старения 600С твердость растет до 51 HRC. Такое поведение кривой твердости может быть обусловлено дисперсионным твердением остаточного аустенита в сочетании с вторичной закалкой, в то время как в стали 0Х18А0,4 преобладают процессы распада мартенсита на феррит и нитриды (ФНС), сопровождающиеся резким снижением твердости. При температуре 700С процессы распада мартенсита и остаточного аустенита на ФНС в основном завершаются в обеих сталях с сохранением более высокой твердости в стали 0Х18А0,7 [52].
Твердость стали аустенитного класса 0Х18А1,2 после закалки составляет 37 HRC (рис.3.7), что значительно превышает твердость углеродистого марганцевого аустенита (22 HRC). Изменение твердости с повышением температуры 400...700С определяется полнотой процессов распада пересыщенного твердого раствора - азотисто-хромистого аустенита: нагрев на 400С вызывает понижение твердости, что вероятно, связано с образованием и ростом смешанных кластеров, снижением когерентных напряжений на границах кластер - матрица [51]. Повышение температуры старения до 500С приводит к снижению твердости до 34 HRC (рис.3.7). Такое поведение кривой твердости можно объяснить выделением нитридов по границам зерен, образованием феррита в обедненных по азоту участках аустенита (рис.3.15).
Увеличение твердости сплава 0Х18А1,2 в результате старения при 600С связано с дисперсионным твердением, сопровождающимся выделением нитридов хрома Cr2N [52, 86] и частичным превращением у- , то есть, образованием дисперсной ФНС. Старение при 700С приводит к снижению твердости до 37 HRC вследствие укрупнения нитридной фазы и завершения превращения аустенита в феррит, однако значение твердости ФНС при температуре 700С остается на более высоком уровне, чем твердость отпущенной при этой же температуре стали 120Г18 Твердость стали системы Fe-Cr-C
Сталь 100X18 в закаленном состоянии от 1200С имеет сравнительно высокую твердость - 38 HRC (рис.3. 7). Структура стали представляет собой аустенит и нерастворенные карбиды. Некоторое снижение твердости после нагрева на 300С сменяется её подъемом до 36HRC при температуре отпуска 500С. Очевидно, это связано с выделением дисперсных карбидов типа (Fe,Cr)23C6 и (Fe,Cr)7C3 из аустенита и мартенситным превращением остаточного аустенита при охлаждении [И]. При температуре отпуска 600С кривая твердости имеет максимум — 46 HRC, что, по — видимому, можно объяснить проявлением эффекта вторичной закалки [85, 87].
Отпуск при температуре 700С приводит к понижению твердости до 32 HRC вследствие укрупнения карбидов и завершения процессов распада аустенита на ферритокарбидную смесь (ФКС) (рис.3.19). Твердость стали системы Fe-Mn-C
Твердость аустенитной стали 120Г18 после закалки от 1200С составляет 22 HRC. Как показывает рис.3.7, повышение температуры отпуска от 400С до 700С приводит к монотонному снижению твердости с 22 HRC до 17 HRC . В этом интервале температур отпуска в объемах аустенитной матрицы происходит обеднение по углероду и марганцу, выделение углерода и марганца в виде карбидов игольчатой формы
Испытание сталей 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ на квазистатическое сжатие
Детали дробильно-размольного оборудования в условиях эксплуатации могут испытывать при абразивном изнашивании и динамические нагрузки. Была принята попытка оценить поведение метастабильных сталей 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ в условиях локального удара. В лабораторных условиях была сделана попытка смоделировать этот вид нагружения в наиболее критической форме. С помощью зубила с углом заточки 60 производилось нагружение сосредоточенным ударом с регламентированной работой 69 Дж.
Удар зубила вызывает сильную деформацию в виде конического кратера по всей ширине образца (рис. 4.6).
Указанный вид нагружения не способствует обильному выделению мартенсита деформации в силу кратковременного воздействия на опытный образец и локального повышения температуры. Несмотря на это, с помощью метода магнитной металлографии были обнаружены магнитные фазы в зоне распространения деформации после сосредоточенного удара (рис. 4.7 (а, б)) [112].
Изменение микротвердости по сечению образцов после локального удара иллюстрирует рис. 4.8., из которого видно, что уровень упрочнения, измеряемый приростами микротвердости в зоне надруба, повышается с увеличением содержания углерода в сталях. Результаты измерения глубины надруба свидетельствуют о том, что проникновение зубила уменьшается по мере увеличения содержания углерода в стали и соответствующего снижения содержания марганца. Эта зависимость объясняется тем, что степень сопротивления металла внедрению зубила пропорционально так называемой «эффективной микротвердости» [96], то есть, способности металла к деформационному упрочнению в результате прохождения волны упруго-пластической деформации.
График рис. 4.8 наглядно демонстрирует, что упрочнение рабочей поверхности MAC 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ превышает таковое для стали 110Г13Л, причем оно закономерно понижается по мере снижения способности метастабильного аустенита к деформационному мартенситному превращению. Если взять за основу, что эффект упрочнения, как правило, прямо пропорционален твердости рабочей поверхности изнашиваемого материала, то с помощью такого вида испытаний, как локальный удар, можно косвенно судить об износе опытной стали, прогнозировать ее поведение в условиях ударно-абразивного нагружения [3].
Таким образом, на основании полученных результатов с учетом диаграмм мартенситных превращений сталей системы Fe-Mn-C выбраны и выплавлены составы маломарганцевых высокоуглеродистых износостойких сталей со структурой метастабильного аустенита для работы в условиях абразивного изнашивания при относительно небольших ударных нагрузках и положительных температурах (типа 145Г5ХЛ).
Определен режим термообработки (закалка от температуры 1160С в холодную воду), обеспечивающий получение аустенитной структуры стали.
Износостойкость при абразивном изнашивании высокоуглеродистых метастабильных марганцевых сталей: 145Г5ХЛ и 160Г4ХЛ превосходит износостойкость стали 110Г13Л, что можно объяснить повышенной способностью метастабильного аустенита к деформационному мартенситному упрочнению и более высокой эффективной микротвердостью рабочей поверхности.
Присутствие мартенсита охлаждения в количестве 22 - 80 % в углеродистых марганцевых сталях не приводит к увеличению износостойкости при абразивном изнашивании, несмотря на значительное повышение исходной твердости.
В результате сравнительного изучения износостойкости при абразивном изнашивании высокоуглеродистых и высокоазотистых сталей систем: Fe-Cr-C, Fe-Cr-N, Fe-Mn-C, с содержанием 1-1,2% азота или углерода и 18%Сг или 18%Мп, установлено, что износостойкость сталей 100X18,0Х18А1,2,120Г18 превышает таковую для стали 110Г13Л. Максимальную износостойкость (е=3,0) имеет сталь 100X18 с благоприятным сочетанием типа, количества и морфологии карбидных фаз и наиболее высокой способностью метастабильного хромисто-углеродистого аустенита к упрочнению под действием абразивных частиц. Износостойкость стали 0Х18А1Д составляет 1,5 по отношению к стали 110Г13Л вследствие более высокой способности к деформационному упрочнению, стали 120Г18-13 вследствие большего содержания марганца в аустенитной матрице.
