Влияние легирующих элементов на структуру и свойства стали

Структура и физико-механические свойства высоко­прочной стали опре-деляются системой легирования и ре­жимами термической обработки.

Б

Рисунок 4– Влияние углерода (а) и легирующих элементов (б) на твердость мартенсита и бейнита. Сталь содержит:

1—2,0% Мо–В; 2 – 0,5% Мо – В; 3– 1% Сг – 0,5% Мо–В.

Углерод оказывает заметное влияние на мартенсит­ную и бейнитную стру-ктуры (рис. 4). Наблюдается ли­нейная зависимость между твердостью мартен-сита и содержанием углерода в твердом растворе. В бейнитной структуре этот эффект проявляется значительно слабее, увеличение содержания углерода при-водит к понижению температуры превращения, некоторому измельчению зер­на и увеличению количества дисперсных карбидов.

Повышение содержания углерода в стали нежелатель­но, так как это спо-собствует понижению температуры мартенситного превращения (М_Н), а также снижает пластичность и вязкость стали. Кроме того, при повышенном содержа-нии углерода резко ухудшается свариваемость и увеличивается интенсивность разупрочнения при от­пуске.

Влияние легирующих элементов на твердость мартен­сита сравнительно невелико (рис. 4,б). Наблюдается небольшое повышение твердости за счет уп- рочнения твердого раствора. Твердость бейнита изменяется значитель­но. Это связано как с повышением концентрации твердого раствора, так и со снижени-ем температуры превращения, способствующим образованию более мелкого зерна и по­вышению дисперсности карбидов. Влияние концентрации элементов на твердость стали нелинейно. Введение 1 % Мп вызывает повышение твер-до-сти по Виккерсу на 96 ед.; 1% Ni —на 23 ед.; 1% Сг--на 136 ед.; 1% Мо- на 64 ед.; 1% W —на 60 ед.; 1% V —на 90 ед.; 0,1% С повышает твердость на 43 HV.

Чрезмерное легирование не вызывает заметного упроч­нения стали с маар-тенситной структурой, однако способ­ствует нежелательному понижению тем-пературы М_н и увеличивает склонность к образованию закалочных тре­щин. С другой стороны, содержание легирующих элемен­тов увеличивает сопротивле-ние отпуску и тем самым уменьшает разупрочнение стали при отпуске и сва-рочном нагреве.

Влияние различных легирующих добавок на темпера­туру начала мартен-ситного превращения и сопротивление отпуску можно проиллюстрировать данными, приведен­ными в табл. 1

.

Таблица 1–Влияние легирующих элементов на сопротивление отпуску и температуру начала мартенситного превращения М_н

При выборе легирующих элементов предпочтение елементовоказывать тем, которые максимально замедляют процессы отпуска и мини­мально пони-жают температуру М_н.

Для характеристики ле­гирующих элементов можно использовать отноше-ние

К= сопротивление отпуску / понижение температуры М_н

Чем больше это отноше­ние, тем благоприятнее действие легирующего эле-мента. Эти отношения составляют для хрома – 0, марганца -0,24, никеля -0 ,5, молибдена – 0,8, вольфрама –0,9; кремния - 1,8; кобальта более 8.

Исходную мартенситную структуру получали после закалки в воду, бей-нитную – после нормализации. Изменение твердости стали после отпуска исследовали в зависимости от время –температурного па­раметра

Т(20 + logt) -10 ^-3,

где Т – температура нагрева, ° К, t— продолжительность выдержки при данной температуре,ч.

Параметр дает возможность анализировать зависимость твердости ста-ли от температуры и продолжительности выдержки отпуска в широких преде-лах. Например, параметр равен 8, он эквивалентен отпуску в течение 1 чпри 625° С или 100 чпри 540° С. Исследования проводили на стали с основой 0,10-0,18% С; 0,10-0,3% Si; 0,6-0,8% Мn, 0,5% Мо-В. В нее вводили требуемые ко-личества легирующих до­бавок.

В высокопрочные низкоуглеродистые стали, как правило,вводят незна-чительное количество бора (0,001 …0,005%) и его процентное содер­жание в стали не приводится. Бор способствует повыше­нию прокаливаемости стали и образованию бейнитной структуры. Многочисленные исследования показали, что в низкоуглеродистых многоком­понентных сталях Мn - Сг - Ni - Mo - V, Cr - Mn - Mo - V, Cr- Si - Mn - Mo - V и других бор не понижает пластичности и вязкости мартенсита и бейнита.

Легирование 0,5% Мо приводит ко вторичному твер­дению мартенситной и бейнитной стали вследствие образования карбидов Мо₂С). Образование кар-бидов молибдена сопровождается коалесценцией частиц Fe₃C и заменой их (Fe₃C) карбидами М₂₃С₆ по границам аустенитных зерен.

С увеличением содержания молибдена до 3% подъем кривых твердости, обусловленный вторичным твердением, увеличивается. Максимальная твер-дость соответствует появлению мелких игл Мо₂С, а спад — их укрупнению, приводящему к образованию типичной видманштеттовой структуры из игл Мо₂С.

Вольфрам, как легирующий элемент, действует анало­гично молибдену. Замена 0,5% молибдена 1% вольфрама в основном составе не изменяет свойств бейнитной стали. При содержании вольфрама до 3% разупрочнение существен-но задерживается, причем вторичное твердение происходит при тех же пара-метрах отпуска, что и у молибденосодержащих сталей. Сталь с 3% W по мик-роструктуре не отличается от молибденовой; вто­ричное твердение в ней про-исходит за счет образова­ния мелкодисперсных частиц W₂C. Однако на величину Fe₃C вторичной твердости вольфрам оказывает значительно меньшее влияние, чем молибден.

Добавка 0,1% V приводит к заметному вторичному твердению. Этот эф-фект заметно увеличивается с повышением содержания ванадия. Однако вре-мя-темпе­ратурный параметр отпуска, соответствующий максимуму вторич-

го твердения, понижается. При этом разность его значений для нормализован-ного и закаленного состоя­ния больше, чем при легировании молибденом. Неболь­шие добавки ванадия повышают интенсивность вторичного твердения; при введении его свыше 0,5% интенсивность твердения уменьшается.

Вторичная твердость связана с образованием мелко­дисперсных выделе-ний V₄C₃ в момент растворения частиц Fe₃C.При низком содержании ванадия частицы V₄C₃ имеют сферическую форму, а при высоком — пластинча­тую. При последующем отпуске пластинчатые частицы V₄C₃растут и приобретают ок-руглую форму.

При содержании в стали 0,1% V на границах зерен образуются крупные частицы М₂₃С₆, последние не наблюдаются при содержании ванадия свыше 0,29%. По-види­мому, это объясняется присутствием в стали 0,5% Мо. Извест-но, что при небольших концентрациях ванадия в стали карбид ванадия содер-жит до 40 ат.% молибдена.

Максимальное вторичное твердение отмечается при 0,4% V или при со-отношении V: С = 3: 1. Вероятно, это критическое значение связано со степе-нью несоответствия решеток карбида ванадия V₄C₃ и феррита. С увеличением содержания ванадия степень несоответствия решеток карбида V₄C₃ и -Fe уве-личивается. При этом когерент­ные напряжения, а следовательно, и вторичная твердость повышаются до тех пор, пока не нарушится когерент­ность. С нару-шением когерентности решеток вторичная твердость понижается.

Титан в небольшом количестве вводят в сталь для связывания углерода. Его добавляют перед введением бора. Титан, связывая углерод и таким образом умень­шая его содержание в мартенсите, снижает твердость стали в закален-ном состоянии. Незначительное влияние титана на бейнитную структуру объяс-няется тем, что твердость бейнита обуслов­лена главным образом раз­мером зе-рен. Эффект вторичного твердения зависит от наличия титана и больше всего проявляется при содержании его в пределах 0,1…0,3%.

Параметры отпуска, дающие максимальное вторичное твердение, близки к аналогичным параметрам стали, со­держащей ванадий. Наибольший эффект наблюдается при содержании титана 0,21…0,24%.

Наличие хрома заметно сказывается на твердости неотпущенной мартен-ситной и бейнитной структуры. Вто­ричное твердение наблюдается только в стали с 0,5% Сг. Увеличение содержания хрома свыше 1% задерживает процесс разупрочнения при отпуске. Твердость при низких параметрах отпуска возрас-тает с увеличением содержания хрома. Однако при увеличении продолжитель-ности и повышении температуры отпуска увеличение содержания хрома приво-дит к интенсивному разупрочне­нию. При длительных выдержках и высоких температурах отпуска хром способствует повышению твердости вслед­ствие упрочнения твердого раствора.

С введением 0,5% хрома заметно повышается твер­дость стали, содержа-щей 0,5% молибдена, что очевидно, происходит в результате растворения хро-ма в Мо₂С. При содержании хрома более 1,0% карбид молибдена не обра­зуется. Появляются небольшие самостоятельно зарожда­ющиеся пластинки Сг₇ С_з в матрице и происходят «мест­ные» превращения Fe₃Cв Сг₇ С_з. При продолжи-тельном отпуске частицы Сг₇ С_з вырастают в небольшие пластинки, которые затем перерастают в крупные частицы.

Основной особенностью хромистой стали является разупрочнение при низких параметрах отпуска. Это озна­чает, что хром, как карбидообразующий элемент, заме­няет молибден или вольфрам, но прочность хромистой стали при отпуске резко снижается.

Марганец используют при изготовлении высокопроч­ных бейнитных ста-лей. Увеличение содержания марганца способствует повышению твердо­сти нормализованной ста­ли, а на закаливаемую сталь влияет незначитель­но. Вто-ричного твердения, задерживающего разупрочнение при отпуске, не наблюда-ется ни в мартенситной, ни в бейнитной марганцевых сталях.

Добавка никеля способствует повышению твердости стали после норма-лизации и закалки. Твердость сохраняется при сравнительно низких парамет-рах отпуска, так как в никелевых сталях вторичное твердение не происходит. Никелевые мартенситные стали разупрочняются при более низких температу-рах, чем бейнитные.

Введение марганца и никеля приводит к ускорению процесса разупрочне-ния при отпуске.

Основной особенностью высокопрочных мартенситных и бейнитных ста-лей является низкое содержание углеро­да, что обеспечивает надлежащую сва-риваемость и вяз­кость стали. Увеличение содержания углерода не оказывает влияния на процессы, протекающие при отпуске, форма кривых отпуска и пара-метры вторичного твердения не изменяются. В нестареющей стали повыше­ние содержания углерода ускоряет разупрочнение.

Состав мартенситных сталей следует выбирать таким образом, чтобы обе-спечивалась требуемая закаливае­мость. Прочность бейнитной стали придает сочетание марганца, хрома и никеля, необходимая устойчивость свойств при отпуске достигается введением соответствую­щих количеств молибдена, воль-фрама и ванадия.

Легирование хромом производят для повышения прокаливаемости стали. Его содержание может быть ограничено 1 % . Из группы Мо - W - V предпоч-тение следует отдать молибдену, так как он дешевле вольфрама, и тем­пературы аустенизации молибденовых сталей ниже, чем ванадиевых.

Эффективны добавки Si и Со. Они повышают сопро­тивляемость стали от-пуску.

Комплексное легирование позволяет получать стали с повышенной проч-ностью, вязкостью и пластичностью. Легирующие элементы, вводимые в сталь в определен­ном оптимальном сочетании, оказывают значительно большее вли-яние на свойства стали, чем каждый в от­дельности. Комплекснолегированные стали, как правило, наиболее экономичны и стабильны по своим свойствам.

Основными легирующими элементами являются Mn; Si; Cr; Mo; Ni. Легирование многокомпонентное, однако содержание каждого легирующего элемента невелико и, как правило, не превышает 2 %. Это связано с тем, что практически все легирующие элементы повышая прочность, снижают пласти-ческие свойства стали.

Влияние содержания легирующих элементов на относительную проч-ность и пластичность показано на рис. 6.11 и 6.12.

Рис. 6.11. Влияние легирующих Рис. 6.12. Влияние легирующих

элементов на прочность стали элементов на пластичность стали

На вертикальной оси обозначены соответственно отношения прочности или ударной вязкости стали, легированной данным элементом, к этому пока-зателю для стали, не легированной данным элементом. Из гра­фиков следует, что при содержании более 1…3 % практически все элементы, за исключением Ni, снижают ударную вязкость стали.

Основная сложность при сварке среднелегированных сталей –предотвра-щение образования холодных трещин. Как известно, хо­лодные трещины обра-зуются в шве или околошовной зоне при на­личии закалочных структур, отри-цательное влияние которых воз­растает при повышенном содержании водорода и неблагоприятных полях внутренних напряжений.

Для каждой стали существует своя скорость охлаждения, пре­вышение ко-торой приводит к образованию холодных трещин. Она называется первой кри-тической скоростью охлаждения - W_Кр1/

Наиболее радикальным приемом снижения скорости охлажде­ния являет-ся предварительный подогрев свариваемых кромок. Температура предваритель-ного подогрева может быть определена черезэквивалент углерода. Эквивалент углерода - это коэффици­ент, приводящий влияние легирующих элементов на термический циклсварки к влиянию углерода. Он определяется по эмпириче­ским формулам, которые несколько отличаются друг от друга в разныхлитера-

турных источниках.

Приведем наиболее часто применяемые:

С_э = С_х +С_р

гдеС_х - химический эквивалент углерода;

С_р - размерный коэф­фициент углерода.

С_р=0,005 С_х,

где - толщина свариваемого металла.

Температура предварительного подогрева может быть опреде­лена по формуле

В некоторых случаях размерный коэффициент не учитывают, и этот эк-вивалент углерода определяют по формуле

При этом температура предварительного подогрева определяется по гра-фику, приведенному на рис. 6.13.

Рисунок 6.13 – Зависимость температу­ры предварительного подогрева от эквивалента углерода в стали

Предварительный подогрев должен обеспечить снижение скоро­сти ох-лаждения до значения W_Kpl. Однако чрезмерный подогрев при­водит к очень ме-дленному охлаждению шва и околошовной зоны, что также неблагоприятно сказывается на процессе сварки, так как при­водит к интенсивному росту зерна. Это в свою очередь снижает плас­тические свойства металла в зоне сварного со-единения и его способ­ность сопротивляться действию растягивающих напря-жений. На рис. 6.14 приведены различные термические циклы сварки.

Рисунок 6.14 –Различные термические циклы сварки:

1-большаяскорость охлаждения; 2 - ма­лая скорость охлаждения;

3 - сварка с со­путствующим подогревом после остывания шва ниже температуры роста зерна

При малых скоростях охлаждения (кривая 2) время t_р.з пребы­вания стали при температуре выше температуры роста зерна увели­чивается, и зерно успева-ет вырасти до крупных размеров. Поэтому для каждой стали существует вторая критическая скорость охлаж­дения W_Kp2, медленнее которой вести охлаждение не рекомендует­ся. В табл.6.18 приведены значения W_кр.1 и W_Kp2 для некоторых сталей. Чем больше между ними разница, тем легче подобрать тер­мический цикл сварки.

Таблица 6.18. Значения первой и второй критической скорости охлаждения для некоторых сталей