I. Криогенные стали

241

К криогенным относятся стали, используемые в машинах и оборудовании для получения, хранения и транспортиро­вания сжиженных газов с температурой кипения от —80

Ie-970

До —269 °С. Криогенные стали следует отличать от сталей северного исполнения (до —70 °С).

Основным требованием, предъявляемым к криогенным сталям, является гарантированный запас пластичности и вязкости разрушения при рабочих температурах. Мате­риал в условиях низких температур не должен обладать склонностью к хрупкому разрушению, т. е. интервал ра­бочих температур должен находиться выше порога хлад­ноломкости стали. В общем случае, чем больше разница между температурой эксплуатации и порогом хладнолом­кости, тем выше запас вязкости материала.

В большинстве случаев в качестве криогенных матери­алов применяют аустенитные Cr—Ni, Cr—Mn, Cr—Ni— Mn стали, а также ферритные стали, легированные нике­лем.

Аустенитные хромоникелевые стали

Нержавеющие хромоникелевые стали, содержащие 18— 20 % Cr и 8—12 % Ni (гл. XXII, п. 2) сохраняют аустенит – ную структуру при охлаждении вплоть до криогенных температур, однако аустенит таких сталей нестабилен, т. е. способен претерпевать под влиянием пластической де­формации мартенситное превращение, в результате кото­рого в структуре могут возникать мартенситные фазы. Увеличение содержания хрома и никеля в сталях типа 18—8 приводит к снижению температурного интервала мартеиситного – превращения и уменьшает интенсивность мартенситных превращений при деформации. Аустенит­ные хромоникелевые стали имеют невысокую прочность при комнатной температуре. Хромоникелевые стали для службы при криогенных температурах упрочняют холод­ной пластической деформацией, однако повышение проч­ностных характеристик в результате деформации сопро­вождается снижением пластических свойств (рис. 143), особенно сильно у сталей с нестабильным аустенитом, со­держащих 8—10 % Ni.

В процессе холодной пластической деформации хромоникелевых аус – ] тенитных сталей наряду с образованием а-мартенсита возникает е-мар – ! тенсит с г. п. у. решеткой. ]

В тех случаях, когда требуется сохранить высокие механические \ свойства вплоть до температуры абсолютного нуля в отсутствие ферро­магнитных фаз, применяют хромоникелевые стали с содержанием 18— 25 % Cr и 14—25 % Ni. Высокое содержание хрома и никеля в этих сталях делает аустеннт стабильным, полностью подавляя мартенситные превращения в процессе холодной пластической деформации и при экс­плуатации.

Влияние температуры испытания на механические свойства хромо – никелевых аустеннтных сталей показано иа рис. 144. В стали 08Х18Н20 со стабильным аустеннтом наблюдается примерно одинаковый ‘темп возрастания значений <То,2 и <тв прн понижении температуры испытаний. Иной характер температурной зависимости прочностных свойств присущ стали 08Х18Н10, претерпевающей в ходе низкотемпературной пластиче­ской деформации \->-е->а-превращение. Значения сг0,2 при понижении температуры изменяются в стали 08Х18Н10 примерно так же, как н в

Рис. 143. Влияние степени холодной пластической деформации е на механические свойства стали 08Х18Н8 (А. В. Третьяков, В. И. Зюзин)

Рис. 144. Влияние температуры испытания на механические свойства хромонике – левых аустеннтных сталей:

16*

243

08Х18Н10 (а); 08Х18Н20 (б) (А. П. Гуляев)

Стали 08Х18Н20, а значение ав растет значительно быстрее в первой стали благодаря сильному упрочняющему влиянию а – и е-мартенситных фаз. Несмотря на монотонное снижение значений ударной вязкости хро – моникелевых аустеннтных сталей они сохраняют вязкий излом и значе­ния KCU не менее 1,0 МДж/м2 вплоть до температуры кипения жид­кого гелия (—269 °С). Вследствие высокого сопротивления хрупкому разрушению аустеиитиые хромоникелевые стали применяют до темпе­ратуры —269 °С.

Хромомарганцевые и хромоникельмарганцевые стали

Аустенитные хромоникелевые стали из-за высокого содержания дефи­цитного никеля (8—20%) достаточно дорогие. В последнее время в СССР и за рубежом интенсивно ведут исследования в целях создания криогенных аустенитиых сталей, в которых никель частично или полио­стью заменен марганцем. Марганец, как и никель, увеличивает стабиль­ность аустенита относительно мартенситного превращения при охлаж­дении и холодной пластической деформации, снижая температуры то­чек Mh И МЯ сталей. Поскольку марганец в определенных количествах в противоположность никелю снижает энергию дефектов упаковки аус­тенита и обладает более слабым аустенитообразующим действием, хро­момарганцевые стали более склонны к мартеиситным превращениям, чем хромоникелевые. При полной замене никеля марганцем возрастает опас­ность хрупкого разрушения, свойственная многим марганцевым сталям при низких температурах. По этой причине, а также для повышения прочностных свойств аустенитные стали на хромомарганцевой основе дополнительно легируют никелем или азотом, а часто обоими элемен­тами совместно. Хромоникельмарганцевые стали, содержащие азот, мож­но рассматривать как криогенные стали повышенной прочности, так как они имеют значительно более высокие значения предела текучести при комнатной температуре, чем аустенитные хромоникелевые стали. В табл. 28 приведены механические свойства некоторых из наиболее рас-

Таблица 28. Механические свойства (средние) хромоникельмарганцевых и хромомарганцевых аустенитных криогенных сталей

Марка стали

‘зак’ 0C

‘исп’ cC

Ст0,2

A I ч>

Кси,

МДж /ms

МПа

%

10Х14Г14Н4Т

1050

+20

900

290

50

69

2,7

(ЭИ711)

—196

1420

400

41

60

2,3

—253

1500

500

22

14

2,1

07Х21Г7АН5

1150

+20

720

410

49

72

3,0

(ЭП222)

—196

1420

800

49

63

2,0

—253

1570

1090

38

42

2,0

03Х13АГ19

1050

+20

830

370

74

71

2,4

(ЧС-36)

—196

1440

750

46 ¦

39

1,6

—253

1440

880

15

17

1,4

Пространенных Cr—Mn, Ст—Ni—Mn криогенных сталей. Аустенитные Cr—Mn, Cr—Ni—Mn стали по прочностным и пластическим свойствам не уступают хромоникелевой стали 08Х18Н10. Благодаря более низкой стоимости хромомарганцевые стали могут успешно конкурировать с хромоникелевыми сталями. При операциях, связанных с изготовлением или упрочнением деталей способом холодной пластической деформации, следует учитывать большую склонность хромомарганцевых аустенитных сталей к наклепу по сравнению с хромоникелевыми даже в отсутствие мартенситных превращений в процессе деформации.

Термическая обработка криогенных аустенитных сталей на основе системы Cr—Mn состоит обычно из закалки от 1050—1150 0C с охлаж­дением в воде для фиксации гомогенного твердого раствора.

Аустенитные хромомарганцевые и хромоникельмарганцевые стали рекомендуется применять в криогенном машиностроении при температу­рах эксплуатации не ниже —196 0C.

Ферритные стали, легированные никелем

Широкое распространение в качестве конструкционного материала для службы при низких температурах получили низкоуглеродистые стали F—Ni, содержащие 3,5—9 % Ni. Никелевые стали обладают хорошей технологичностью и имеют более высокие прочностные свойства по сравнению с хромоникелевыми аустенитными сталями.

Как было показано ранее (см. гл. IV, п. 4), легирование никелем, уменьшая энергию взаимодействия дислокаций с атомами примесей внед­рения в кристаллической решетке железа, эффективно снижает порог хладноломкости железа и повышает работу развития трещины в усло­виях вязкого разрушения (1 % Ni снижает порог хладноломкости при­мерно на 20 °С). Экономнолегированные никелевые стали выбирают ис­ходя из температурных условий работы конструкций:

Содержание никеля, %………………………….. 3—4 5—6 6—9

Температурная область применения,

0C………………………………………………………. —120 —150 —196

Практическое применение для изготовления криогенного оборудо­вания получили стали с 6 (0Н6) и 9 % Ni(0H9) (табл. 29). Эти стали обычно подвергают нормализации (H) или двойной нормализации с от­пуском (ДНО).

Таблица 29. Состав и механические свойства ферритных криогенных сталей (А. П. Гуляев)

Марка стали

Содержание основных элементов, % (по массе)

Терми­ческая обработка

Температура порога хладноломкости, 0C

C0 2, МПа

KCU. МДж/м[19]

С

Ni

Удо

Тш,

0Н6

0,06

6—7

H

—100

—180

470/860

2,9/0,8

ДНО

—180

—196

500/900

3,0/1,2

0Н9

0,06

8,5-

H

—130

—196

550/960

2,0/1,2

9,5

ДНО

—180

—196

600/980

2,5/2,4

Примечание. В числителе приведены свойства прн 20°С, в знаменателе— прн —196 °С.

С твердыми частицами. В соответствии с условиями внешнего воздействия на поверхность различают следую­щие виды износа: абразивный, при трении, ударный, ка – витационный и др. В процессе износа происходит дефор­мирование и разрушение микрообъемов поверхности ме­талла с последующим их отделением в виде частиц. При

Наличии агрессивных сред, повышен­ных температур и действия других физических и химических факторов, снижающих прочность поверхности, сопротивление износу зависит от коррозионной стойкости материала, его жаростойкости и других свойств.

На рис. 145 показана относитель­ная износостойкость И при абра­зивном изнашивании сталей в зави­симости от их твердости, получен­ной отпуском при различных темпе­ратурах после закалки. Стойкость сталей против абразивного изнаши­вания возрастает с увеличением их твердости, причем, чем больше со­держание углерода и карбидообра – зующих элементов в стали, тем при одинаковой твердости износостой­кость выше.

Высокомарганцовистая сталь

Марганцевый аустенит обладает высокой способностью к наклепу в процессе холодной пластической деформации (см. гл. IV, п. 5). Это свойство ярко проявляется в наибо­лее распространенной износостойкой стали — высокомар­ганцовистой аустенитной стали 110Г13Л, или стали Гад – фильда.

Сталь 110Г13Л по ГОСТ 2176—77 содержит 0,9— 1,4% С; 11,5—15% Mn; 0,3—1,0 % Si; <0,05% S; <0,12 % Р; <1 % Cr; ^l % Ni; <0,3 % Cu. Как правило, отношение Мп:С должно быть не менее 10. Благодаря вы­сокому содержанию углерода и марганца сталь 110Г13Л обладает относительно устойчивой аустенитной структу­рой. Мартенситные фазы в стали 110Г13Л были обнару­жены только при больших степенях деформации в коли­честве около 1 %.

Рнс. 145. Зависимость отно­сительной износостойкости И сталей от их твердости (М. M. Хрущов)

H V-W3tMna

Основное достоинство стали 110Г13Л в том, что высо­кая износостойкость в случае приложения больших исти­рающих давлений сочетается в ней с хорошей пластично­стью и ударной вязкостью. Для обеспечения такого комп­лекса свойств детали из стали 110Г13Л подвергают за­калке от 1050—IlOO0C в воде. При этом фиксируется структура аустенита и предотвращается выделение карби­дов. Медленное охлаждение от высоких температур или

Рис. 146. Микроструктура стали 110Г13Л после закалки от 1050 0C в воду (а) и холодной пластической деформации на 20 % (б). Х200

Изотермическая выдержка стали 110Г13Л в интервале температур 400—800 0C приводят к распаду аустенита по реакции y-^Y+a+^-

После закалки сталь 110Г13Л имеет следующие меха­нические свойства: ав=800—1000 МПа, а0>2=250—400 МПа, 6=35—45 %, Ij5=40—50 %, HB= 170—230.

Сталь 110Г13Л в закаленном состоянии имеет высокие значения ударной вязкости при комнатной температуре (КСи+20°с =2,0—3,0МДж/м2), однако при снижении тем­пературы испытаний вследствие склонности к хладнолом­кости марганцевого аустенита ударная вязкость резко па­дает (KCU_i96°c=0,2—0,3 МДж/м2).

Сталь 110Г13Л широко используют для отливок, работающих в ус­ловиях ударно-абразивного износа (зубья ковшей, экскаваторов, траки гусеничных машин, железнодорожные стрелки и крестовины, бронецли – ты дробилок и т. п.). При чисто абразивном износе, когда преобладает механизм среза поверхностных слоев абразивными частицами, сталь 110Г13Л со структурой аустенита не обладает существенными преиму­ществами перед другими сталями с одинаковой твердостью.

Микроструктура стали в закаленном состоянии и после холодной пластической деформации показана на рис. 146, откуда видно, что в де­формированном состоянии в полиэдрических зернах аустенита равномер­но расположены линии деформации в двух или трех взаимно пересекаю­щихся. направлениях. Пластическая деформация в марганцевой аусте­нитной стали осуществляется путем скольжения по плоскостям {111}, а также посредством двойниковаиия.

Износостойкость деталей обеспечи­вается высокой твердостью рабочей по­верхности. Отличительное свойство стали 110Г13Л состоит в том, что повышенная твердость и, следовательно, износостой­кость поверхностных слоев деталей из этой стали приобретаются в процессе эксплуатации под действием ударных и истирающих нагрузок при сохранении вязкой сердцевины и способности проти­востоять ударным нагрузкам, ие разру­шаясь. В результате больших степеней холодной пластической деформации твердость стали 110Г13Л может возрас­тать до HB 550—600. Это достигается благодаря повышенной способности к де­формационному упрочнению высокомар­ганцевого аустенита, обладающего низ­кой энергией дефектов упаковки, по сравнению с феррито-перлитной структурой углеродистой стали (рис. 147).

3. Метастабильные аустенитные стали

Многие детали машин, работающие в контакте с быстро­текущим потоком жидкостей (например, лопасти турби­ны гидростанций, судовые гребные винты, лопасти насо­сов, системы охлаждения различных агрегатов и т. п.), подвергаются кавитационной эрозии. Под воздействием многократных и гидравлических ударов, локализованных в микрообъемах поверхности, происходит пластическая деформация, а затем и разрушение, эрозия металла.

Высокая способность марганцевого аустенита к де­формационному упрочнению использована при разработ­ке хромомарганцевых нестабильных аустенитных сталей с высокой кавитационной стойкостью. И. Н. Богачев с сот­рудниками показали, что наибольшим сопротивлением кавитационному воздействию обладают метастабильные аустенитные стали на хромомарганцевой основе, которые под влиянием внешней нагрузки претерпевают мартенсит­ное превращение.

Рис. 147. Влияние холодной пластической деформации е на твердость стали 110Г13Л (I) и углеродистой стали 40 (2) (А. П. Гуляев)

Мартенситное превращение, вызванное деформацией, в аустенитных сталях может развиваться, если деформа­цию проводят ниже температуры Мд. Положение темпера­тур Mn и Мд рассматривается как условный показатель стабильности аустенита. При равном положении мартен – ситных точек и одинаковом содержании углерода образо­вание мартенсита при деформации протекает более интен­сивно в марганцевых и хромомарганцевых сталях, чем в никелевых и хромоникелевых. Большая склонность мар­ганцевого й хромомарганцевого аустенитов к мартенсит – ному превращению при деформации связана с низкой энергией дефектов упаковки, которые являются зароды­шами кристаллов е – и а-мартенсита деформации. Мартен­ситные превращения в хромомарганцевых сталях разви­ваются по схеме Y-^s-Gс, при этом обычно в случае ма­лых степеней деформации инициируется Y-^e-. а ПРИ боль­ших у-^-а-, а также е-^-а-превращение.

Кавитационная стойкость находится в прямой зависи­мости от способности стали к упрочнению в процессе внешнего воздействия рабочей среды. Роль мартенситных превращений в повышении кавитационной стойкости за­ключается не только в том, что кристаллы мартенсита создают высокий уровень упрочнения и обладают повы­шенным сопротивлением разрушению, но и в том, что в процессе мартенситного превращения происходит релак­сация напряжений. Мартенсит деформации отличается от мартенсита охлаждения. более высокой дисперсностью и большей прочностью кристаллов.

На основе представлений о высоком сопротивлении метастабильного хромомарганцевого аустенита кавитацион­ной эрозии И. Н. Богачевым с сотрудниками были созданы кавитационностойкие стали 30Х10Г10, 0Х14АГ12, облада­ющие активной кинетикой мартенситообразования при де­формации. Равномерная деформация и разрушение по­верхностного слоя сталей с метастабильным аустенитом приводят к тому, что на поверхность выступает новый слой; в котором под действием гидравлических ударов снова образуется мартенсит. Многократное повторение это­го процесса обусловливает очень медленное развитие раз­рушения, т. е. высокую эксплуатационную стойкость.

Химический состав и механические свойства метастабильных хромо­марганцевых аустеннтных сталей приведены в табл. 30. Образование мартенсита в процессе механических испытаний метастабильных хромо­марганцевых аустеннтных сталей обеспечивает им более высокие зна­чения Ob И значительное снижение пластических характеристик по срав­нению с более стабильным аустенитом стали 12Х18Н10Т. Повышенная способность к упрочнению хромомарганцевых метастабильных аустеннт­ных сталей обусловливает значительно более высокую кавитационную стойкость этих сталей по сравнению со сталью 08X18Н8, стабильной в данных условиях воздействия (рис. 148).

Принцип мета стабильности аустенита был использован также для повышения стойкости стали при работе в условиях ударно-абразивиого изнашивания. Поскольку износостойкость марганцевого аустенита в зна­чительной степени обусловлена его способностью к деформационному упрочнению, выигрыш от применения хромомарганцевых метастабиль­ных аустеннтных сталей достигается благодаря эффективному механиз­му упрочнения вследствие образования достаточного количества мар-

Таблица 30. Состав и механические свойства метастабильиых

Содержание основных элементов, %

Марка стали

Назначение

С

Cr

Mn

Другие элементы

0Х14АГ12М

30Х10Г10

60Х5Г10Л

Кавитацнон – ностойкая То же

Износостойкая

<0,1

0,28— 0,32 0,6—0,7

12—14,5 9—11 4—6

11—13 9—11 9—11

0,08—0,2 Ni; 0,5—1,OMo

Тенсита деформации, кроме действующего в стали 110Г13Л основного механизма наклепа аустеннта.

Содержание углерода в хромомарганцевой метастабильной аусте­нитной стали, обеспечивающее активное действие двух основных меха­низмов упрочнения, должно находиться в пределах 0,5—0,8 % С при 7—10 % Mn и 3—6 % Cr.

Н8, МПа h, MKM

Время испытания

Рве. 148. Потеря массы, твердость поверхности HB н глубина h наклепанного слоя образцов сталей 30ХЮГ10 (/) н типа 08Х18Н8 (2) в процессе кавитационного воздействия {И. Н. Богачев, Р. И. Мииц)

Сталь 60Х5Г10Л (Мн=—50ч – 70 0C) обладает более вы­сокой стойкостью при циклическом контактно-ударном на – гружении и ударно-абразивном изнашивании по сравнению со сталью 110Г13Л. На рис. 149 показано, что образцы стали 60Х5Г10Л за одинаковое число циклов (105) кон – тактно-ударного нагружения (на копре ДСВО-150) претер­певают меньшую деформацию Дh и приобретают в процес­се нагружения значительно более высокую твердость, чем образцы стали 110Г13Л. Пластическая деформация вызыва-

Хромомарганцевых аустеивтиых сталей

Режим термичес­кой обработки

Со, 2

Сп

В

Ф

KCU, МДж/м2

МПа

%

Нормализация

280 440

660—930

25—50

23—48

2,3-3,4

1050 0C

Закалка от

250—420

600—750

10—16

12—17

0,7—2,2

1100 "С

Закалка от

410—450

500—700

8-15

10—18

0,5—1,5

11500C

Ет в образцах метастабильной аустенитной стали 60Х5Г10Л развитие у-^е-мх-превращения с образованием свыше 30 % а-мартенсита после IO5 циклов нагружения, в то время как сталь 110Г13Л сохраняет аустенитную структуру.

В метастабнльном хромомарганцевом аустените часть энергии внеш­него нагружения расходуется на образование а – и е-мартенситных фаз и нх упрочнение в процессе дальнейшей деформации. Высокая стойкость метастабильных хромомарганцевых аустеннтных сталей в процессе ка – витационного и циклического контактно-ударного нагружения достига-

Ah,% HV а, е-фазы,°/о

О IO 101 IO3 10* N О 10 тг W3 10* WOW Wz IO3 10* N

Рис. 149. Изменение высоты Ah образцов, твердости HV и количества мартенсит – ных е – и а-фаз в процессе циклического контактио-ударного нагружения сталей 110Г13Л (!) и 60Х5Г10Л (2) (М. А. Филиппов)

Ется в том случае, когда обеспечивается оптимальная для данного спо­соба деформации кинетика мартенситных превращений — достаточно ин­тенсивное и равномерное образование мартенситных фаз в течение всего периода работы.

Хромомарганцевые метастабильные стали типа 0Х14АГ12М и 30Х10Г10 применяют в литом состоянии, а также в виде электродов и листа для изготовления наплавки и облицовки рабочих поверхностей, подвергающихся кавитациоиному разрушению и изнашиванию. Стали типа 60Х5Г10Л используют для изготовления литых бронефутеровочных плит дробильно-размольного оборудования и других отлнвок, работаю­щих в условиях ударно-абразивного изнашивания.

4. Немагнитные стали повышенной прочности

В современной электротехнике, приборостроении, судостро­ении и других отраслях требуется применение немагнитных сталей. Аустенитные стали парамагнитны, однако имеют низкие значения предела текучести (150—350 МПа), что – затрудняет их использование в качестве материала высоко- нагруженных деталей и конструкций.

Повышенные прочностные свойства, соответствующие уровню свойств конструкционных улучшаемых сталей, дос­тигаются на сталях аустенитного класса холодной или теп­лой пластической деформацией; упрочнением в результате дисперсионного твердения, упрочнением посредством фазо­вого наклепа при последовательном проведении прямого – и обратного мартенситных у-ня-^у-превращений.

Так, аустенитная сталь 50Г18Х4, из которой изготавли­вают бандажные кольца роторов электрогенераторов, при­меняется в состоянии после холодного или теплого на­клепа. В наклепанном состоянии предел текучести стали 50Г18Х4 повышается до 1100 МПа при сохранении высоко­го уровня пластических свойств (6=30 %, г|з = 50 %). При­мерно такой же комплекс механических свойств достигают на стали 50Г18Х4, легированной ванадием, в результате выделения дисперсных карбидов VC в процессе старения при температуре 650 0C.

Высокий комплекс механических свойств достигается на метастабильных сталях системы Fe — Ni — Ti (0,03— 0,05% С; 24—26 % Ni; 1,5—3,0% Ti), разработанных К. А. Малышевым после комбинированного упрочнения фа­зовым наклепом и старением. После низкотемпературного – старения (500—600 0C) фазонаклепанного аустенита вслед­ствие выделения высокодисперсных частиц "у’-фазы, коге­рентно связанных с матрицей, в стали Н24Х2ТЗ достигнут следующий комплекс механических свойств: а0,2=900 МПа; Ob= 1150 МПа; 6=25 %; г|> = 55 %.

Один из-новых путей повышения прочности немагнитных сталей состоит в использовании парамагнитного е-мартен – сита, образующегося в низкоуглеродистых сталях с,16— 22% Mn (см. рис. 71,б). Двухфазные (v+е) стали \ипа 05Г20 имеют после закалки более высокие прочностные свойства по сравнению с однофазными аустенитными ста­лями (ао,2=370—450 МПа; <тв=750—950 МПа; 6=30— 40 %; г|з=35—60’%) и могут найти применение в качестве конструкционного немагнитного материала.

В 5. Стали повышенной обрабатываемости

I Обрабатываемость резанием является важнейшей техноло – I гической характеристикой стали. Улучшение обрабатывае – I мости резанием повышает производительность механической I обработки и зачастую открывает возможность применения I высокопрочных сталей, использование которых тормозилось I этим технологическим критерием.

К сталям повышенной обрабатываемости резанием (иногда эти стали называют автоматными) относят стали с высоким содержанием серы и фосфора, а также стали специально легированные селеном, теллуром или свин­цом.

Указанные элементы способствуют повышению скорости резания, уменьшают силу резания и изнашиваемость инст­румента, улучшают чистоту и размерную точность обрабо­танной поверхности, облегчают отвод стружки из зоны ре­зания и ряд других факторов обрабатываемости.

Влияние перечисленных легирующих элементов на улуч­шение обрабатываемости резанием происходит в основном благодаря изменению свойств а-и у-твердого раствора (фос­фора), изменению состава, свойств и морфологии неметал­лических включений (сера, селен, теллур), образованию металлических включений, не растворимых в твердом рас­творе (свинец). Однако, кроме легирования, обрабатывае­мость резанием существенно зависит от твердости материа­ла, его структуры, т. е. от предварительной термической обработки перед резанием. Так, крупнозернистая сталь луч­ше обрабатывается резанием, также заметно влияет характер перлита: пластинчатый обрабатывается лучше, чем зернистый.

Эффективность влияния элементов, существенно улуч­шающих обрабатываемость, зависит от технологии произ­водства сталей, особенно от выплавки и раскисления.

Стали повышенной и высокой обрабатываемости регла­ментируются ГОСТ 1414—75.

В табл. 31 приведены данные о составе, термической об­работке и механических свойствах некоторых сталей. Стали повышенной обрабатываемости резанием обозначают бук­вой «А» (автоматные стали) перед написанием марки ста­ли. В селенсодержащих сталях после наименования марки ставится дополнительно буква «Е», а в свинецсодержащих сталях буква «С» ставится после буквы «А». В сталях с повышенным содержанием серы или фосфора, кроме буквы «А», другие обозначения не предусмотрены.

L

To Таблица 31. Состав и механические свойства, не менее, сталей повышенной обрабатываемости резанием

Л

Группа стали

Марка стали

Содержание основных элементов, %

С

S

P

Pb

Se

Другие элементы

Углеродистая сернистая

А12

0,08—0,16

0,08—0,20

0,08—0,15

0,7—1 ,OMn

А20

0,17—0,24

0,08—0,15

<0,06

0,7-1 ,OMn

А40Г

0,37—0,45

0,18—0,30

<0,05

1,2—1,55 Mn.

Углеродистая свинецсодержащая

АС40

0,37—0,45

<0,04

<0,04

0,15-0,30

Углеродистая сер- нистоселенистая

А35Е

0,32—0,40

0,06—0,12

<0,046

0,04—0,10

Хромистая сер- нистоселеннстая

А40ХЕ

0,36—0,44

0,06—0,12

<0,035

0,04—0,10

0,8—1,1 Cr

Легированная свинецсодержащая

ACl 2ХН

0,09-0,15

<0,035

<0,035

0,15—0,30

0,4—0,7 Cr; 0,5—0,8 Ni

АСЗОХМ

0,27-0,33

<0,035

<0,035

0,15—0,30

0,8—1,1 Cr; 0,15—0,25Мо

Продолжение табл. 31

Группа стали

Марка стали

Режим контрольной терми­ческой обработки

Сто,2

FfB

6

Ф

KCU – МДж/м2

‘зак’ °с

‘отп – °с

МПа

%

Углеродистая сернистая

А12

Горячекатаная, без тер­мической обработки

^420*3

22

\

34

А20-

460

20

30

А40Г

600

14

20

— –

Углеродистая свинецсодержащая

АС40

Нормализация

340 (340)

580 (580)

19(19)

-(45)

-(0,6)

Углеродистая сер- пистоселенистая

А35Е

>

320 (320)

540 (540)

20 (20)

– (45)

-(0,7)

Хромистая сер- нистоселенистая

А40ХЕ

860, м

500, в

800 (800)

1000(1000)

10(10)

45(10)

0,6(0,6)

Легированная свинецсодержащая

АС12ХН

900—920, м

150—180, вз

450

650

10

0,9

АСЗОХМ

860—880, м

510—560, вз

750 (750)

900 (950)

12(11)

-(45)

0,10(0,8)

Примечание: 1. В скобках указаны механические свойства для аналогичных марок сталей, не содержащих элементов, улуч­шающих обрабатываемость (сален, свинец). to 2. Условные обозначения охлаждающей среды: м —масло: в —вода, вз — воздух. \

Эффект улучшения обрабатываемости в различных группах сталей обусловлен разными причинами. В сталях А12, А20, АЗО, А40Г благо­даря высокому содержанию серы (0,08—0,15 % S) и повышенному со­держанию марганца образуется большое количество сульфидов мар­ганца, которые вытянуты вдоль прокаткн. Этн включения ослабляют прокат в поперечном направлении и способствуют отделению стружки от изделия и ее ломкости. Роль повышенного содержания фосфора со­стоит в охрупчивании а-твердого раствора, а также улучшении процес­са стружкообразования и качества обрабатываемой поверхности. Однако но этим же причинам автоматные сернистые стали имеют значительно более низкие механические свойства, чем аналогичные стали с нормаль – дым содержанием серы (<0,040 %) и фосфора (^0,030 %). Поэтому сер­нистые автоматные стали используют лишь для изготовления изделий неответственного назначения (метизы).

В селенсодержащих сталях (А35Е, А40ХЕ и др.) селен входит в со­став неметаллических включений (селенидов и сульфаселенидов) и обес – лечивает глобуляризацию сульфидных включений (А. Я. Заславский). Глобулярные включения не оказывают отрицательного влияния на свой­ства стали. Поэтому селенсодержащие и серосодержащие стали по контролируемым свойствам обычно не уступают аналогичным исходным сталям. Стали с селеном значительно превосходят чисто сернистые ста­ли по пластическим и вязким свойствам. Селен не ухудшает хладостой – кости стали. Аналогично селену влияет на свойства стали теллур, одна­ко он значительно дороже селена.

В свннецсодержащнх сталях (АС40, АСЗОХМ и др.) свинец сущест­вует в химически несвязанном состоянии в виде равномерно распреде­ленных в металле дисперсных частнц. Свинец не влияет на механические свойства при растяжении, порог хладноломкости стали, склонность к отпускной хрупкости, прокаливаемость и другие свойства. Лишь в вы­сокопрочных сталях (Ов>1600 МПа) возможно небольшое уменьше­ние предела усталости и незначительное увеличение анизотропии плас­тических н вязких свойств.

По этим причинам селен и свинец широко применяют для улучше­ния обрабатываемости резанием сталей ответственного назначения: кон­струкционных машиностроительных, нержавеющих, жаропрочных и др.

Улучшение обрабатываемости стали достигается определенным по­ведением включений в зоне резания. Сульфиды, селениды, свинец вы­полняют роль внутренней смазкн, облегчающей взаимное перемещение частиц удаляемого металла в зоне резания. Кроме того, сульфиды, се – леннды создают в зоне резания мозаичные напряжения, облегчая тем разрушение стали. В свннецсодержащнх сталях возможно проявление эффекта жидкометаллического охрупчивания (эффект Ребиндера) бла­годаря расплавлению частиц свинца в зоне резания.

Применение сталей повышенной обрабатываемости резанием обес­печивает снижение сил резания на 20—25 %, уменьшение износа ин­струмента в 2—10 раз, повышение скорости резания на 20—40 % nP11 сохранении стойкости инструмента.

<5. Рельсовые стали

Грузонапряженность железных дорог в нашей стране в S раз выше, чем в США, и в 8—12 раз выше, чем на доро­гах других развитых капиталистических стран. Производ­ство рельсов в СССР составляет около 3,5 % от общего про­изводства готового проката. Все это налагает особо высо­кие требования к качеству рельсов и стали для их изго­товления.

Рельсы железнодорожные широкой колеи типов Р75 и Р60[20] изготовляют по ГОСТ 24182—80 из мартеновской ста­ли М76 (0,71—0,82 % С; 0,75—1,05 % Mn; 0,18—0,40 % Si; <0,035 % P и <0,045’% S), а более легкие типа Р50 —из стали М74 (0,69—0,80 % С). После горячей прокатки все рельсы подвергают изотермической обработке для удале­ния водорода с целью устранения возможности образования флокенов. Рельсы поставляют для эксплуатации на желез­ных дорогах незакаленными (сырыми) по всей длине и термоупрочненными по всей длине. Концы сырых рельсов подвергают поверхностной закалке с прокатного нагрева или с нагрева ТВЧ. Длина закаленного слоя от торца рель­са 50—80 мм, а твердость закаленной части HB 311—401. Сырые рельсы из стали М76 должны иметь ав^900 МПа и 6^4 %. Технология изготовления рельсов должна гаран­тировать отсутствие в них вытянутых вдоль направления прокатки строчек неметаллических включений (глинозема) длиной более 2 (группа I) и более 8 мм (группа II), так как подобные строчки служат источником зарождения трещин контактной усталости в процессе эксплуатации.

Высокая грузонапряженность железных дорог привела к тому, что работоспособность сырых нетермоупрочненных рельсов перестала удовлетворять требованиям тяжелой ра­боты сети железных дорог.

В настоящее время из всех видов термической обработ­ки рельсов наиболее широко реализована в промышленно­сти объемная закалка рельсов в масле по всей длине. Мас­совый выпуск таких термически упрочненных рельсов был впервые в мире освоен в 1966 г. на Нижне-Тагильском ме­таллургическом комбинате. Сейчас наша страна выпускает наибольшее количество термоупрочненных рельсов.

257

Технология термической обработки путем объемной за­калки включает нагрев рельса в печи до температуры 840— 850 0C, закалку в масле в специальной закалочной машине, отпуск при температуре 450±15°С в течение 2 ч. В ре­зультате закалки сталь имеет структуру сорбита отпуска. Термоупрочненные таким способом рельсы из сталей М74, М76 должны иметь (ГОСТ 18267—82) твердость на поверх­ности катания HB 341—388 и механические свойства: ^1200 МПа; O1 ^800 МПа; 6^6%; KCU^s ^ 0,25 МДж/м2. Термически обработанные путем объемной закалки в масле рельсы обладают в 1,5—2,0 раза более высокой эксплуатационной стойкостью, чем стандартные термически необработанные рельсы, что позволяет повысить, надежность железных дорог, сэкономить огромное количе­ство металла и получить экономический эффект около – 8 руб/т рельсов.

Дальнейшее повышение эксплуатационной стойкости тер­мически упрочненных рельсов может быть достигнуто леги­рованием рельсовой стали. Перспективным является леги­рование углеродистой рельсовой стали небольшими добав­ками ванадия (~0,05 %), применение легированных сталей типа 75Х1С, 75ХГМФ и др., а также применение термомеха­нической обработки.