Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Специальные стали

2. Легирование и термическая обработка

В составе подшипниковых сталей общего назначения обя­зательно присутствует хром. Хром определяет состав кар­бидной фазы и, кроме того, обеспечивает необходимую про­каливаемость. Дополнительное введение кремния и марган­ца проводят с целью повышения прокаливаемости и приме­няют для сталей, используемых для производства крупно­габаритных подшипников с толщиной стенки более 10 мм. При отпуске кремний дает более высокие значения твердо­сти вследствие замедления распада мартенсита в интерва­ле температур 150—3500C.

Температурная обработка сталей типа IIlX включает смягчающий сфероиднзирующий отжиг, при котором обеспечивается растворение оп­ределенной части карбидной фазы в аустените и образование зернис­того перлита.

Элементов,%

Cr

Mo

ДРУГие

Область применения

1,3—1,65

1.3— 1,65

1.4- 1,7 17—19

16,5—18 3,9—4,4

4,0—4,6

0,5—0,8 3,9—4,4

0,30

1,5—2,0W, 0,9—1,2V 8,5—9,5W, 1,4—1,7V

Интервал рабочих температур —60-J-300° С

Для работы в агрессивных средах, для подшипников при­боров

Интервал рабочих температур 300* 500 0C

S <0,020 %.

Готовые детали подшипников подвергают ступенчатой или изотер­мической закалке от 850—900 °С. Выбор такой температуры иагрева обусловлен, с одной стороны, необходимостью растворить карбиды хро­ма в аустените, а с другой — ие допустить чрезмерного роста зериа аус­тенита. Кроме того, повышение температуры закалки приводит к суще­ственному снижению мартенситной точки Afa и, как следствие этого, к образованию остаточного аустенита, что для подшипниковых сталей не­желательно.

В настоящее время применяется как закалка в однОм охладителе, так и ступенчатая или изотермическая закалка с выдержкой в области образования нижнего бейиита при 210—240 "С. Для маргаиецсодержа — щих сталей изотермическую закалку ие применяют из-за чрезмерно вы­сокой устойчивости переохлажденного аустенита в бейиитной области. Весьма перспективно применение для закалки деталей подшипников ин­дукционного нагрева. Это увеличивает производительность и экономич­ность термических агрегатов, а также позволяет получить полиостью закаленный поверхностный слой с сохранением высокой вязкости серд­цевины. Твердость поверхности при любом способе закалки должна быть на уровне HRC 60-^64.

Окончательной операцией термической обработки подшипниковых сталей является низкий (170—230 °С) отпуск, цель которого — уменьше­ние закалочных напряжений.

В последнее время в качестве материалов для подшип­ников ответственного назначения, работающих при повы­шенных ударных нагрузках, применяют цементуемые низ­коуглеродистые легированные стали (18ХГТ, 20ХНМ, 20ХН2Н2А и др.). Детали из сталей такого типа имеют повышенную вязкость сердцевины, однако твердость серд­цевины не должна составлять менее HRC 35—45 во избе­жание продавливания цементованного слоя при эксплуа­тации.

. Теплостойкие подшипники качения должны обладать высокой твердостью, в том числе при рабочих температу­рах (горячая твердость), которая определяет несущую спо­собность подшипника, достаточной контактной выносливо­стью в рабочем интервале температур, высоким сопротив­лением ползучести и релаксации напряжений при воздей­ствии динамических нагрузок и температуры, определенны­ми, заданными значениями некоторых физических свойств, например термического коэффициента расширения (во из­бежание потери натяга в паре с сопряженным металлом), высоким сопротивлением контактной ползучести (длитель­ная горячая твердость).


HRC

О 100 200 300 400 500 TmC

Рис. 107. Зависимость твердости стали 8Х4В9Ф2Ш от температуры отпуска (Л. Я. Коитер, А. И. Ка­лугина, Р. А. Бирюкова). Температура аустеннтизацин: 1 — 1050; 2 — 1100; 3 — 1200 °С

7 ZOO JOO 400 500 SOO

T°c

Рис. 106. Влияние иагрева на горя­чую твердость (диаметр отпечат­ка) подшипниковых сталей (Л. Я. Коитер):

1 — ШХ15; 95Х18Ш

2 — 8Х4В9Ф2Ш;


На рис. 106 приведены кривые горячей твердости основ­ных подшипниковых сталей. Видно, что сталь ШХ15 уже при 150—200 0C уступает по этой характеристике сталям 8Х4В9Ф2Ш и 95X18Ш.

Высокая теплостойкость сталей 8Х4М4В2Ф1Ш и 8Х4В9Ф2Ш достигается при совместном легировании воль­фрамом и молибденом. Их суммарное содержание должно удовлетворять соотношению W+2Mo= (7—10) %• Меньшее содержание не позволяет получить достаточную теплостой­кость и структурную стабильность.

Содержание хрома в теплостойких подшипниковых ста­лях обычно составляет 4,0—5,0%. Содержание ванадия ограничивается 1,0—1,7 %, поскольку ванадий ухудшает шлифуемость стали. Из-за необходимости уменьшения кар­бидной неоднородности содержание углерода ограничива­ется 0,8%.

В нержавеющих подшипниковых сталях содержится око­ло 18 % Cr, поскольку необходимо обеспечить одновремен — 188

Таблица 19. Режимы термической обработки некоторых сталей для теплостойких и коррозиоимостойких подшипииков

Марка стали

Температура нагре­ва, 0C

Охлаждающая среда

Отпуск

HRC

Подгото­вительный

Оконча­тельный

T, °С

Время, ч

95X18

850

1080

Масло или струя

160

3

5&

Газа 1

11Х18М

850

1100

То же

410

5

55

160

3

60

410

5

57

8Х4В9Ф2Ш

800

. 1230

Масло

570

По 2 ч

59

(ЭИ347)

3 раза

1 После закалки требуется обработка холодом.

Но достаточную теплостойкость и износостойкость и корро­зионную стойкость стали. В табл. 19 приведены режимы термической обработки некоторых нержавеющих и тепло­стойких подшипниковых сталей.

Склонность стали 8Х4В9Ф2Ш к разнозернистости аус­тенита требует кратковременного нагрева под закалку в соляных ваннах, а также индивидуального для каждой плавки подбора режимов закалки.

Сталь 8Х4В9Ф2Ш относится к дисперсионнотвердею — щим. На рис. 107 представлено изменение твердости при отпуске этой стали. Нагрев до 300—350 0C приводит к сни­жению твердости из-за распада мартенсита и выделения карбидов МегС, которые при повышении температуры пре­вращаются в карбиды типа Me2зС6. При температурах от­пуска выше 4000C начинается вторичное твердение; макси­мум твердости достигается при 500—550 °С. Последующее интенсивное разупрочнение связано с коагуляцией карбид­ной фазы (550—650 0C) и карбидным превращением Me2C-*- -+Me6С (выше 650 0C).

Для деталей подшипииков, работающих при повышенных темпера­турах, наряду с высокохромистыми сталями применяют стали типа бы­строрежущих, в которых обеспечивается горячая твердость HRC 56—58. Необходимо только еще рйз отметить, что применение любых сталей,, в том числе быстрорежущих, требует применения шлакового или друго­го рафинирующего переплава.

. Производство деталей подшипииков является весьма дорогостоя­щим, поскольку велики расходы металла при обработке резанием. В на­стоящее время внедряется производство деталей подшипииков метода­ми порошковой металлургии. Это позволяет резко снизить металлоем­кость производства в некоторых случаях без заметного снижения каче­ства подшипников.

1. Требования и классификация

Стали для подшипников по назначению составляют особую группу конструкционных сталей, но по составу и свойствам они близки к инструментальным сталям.

JU IUU I3U IUU ^ Q 2 If

Число Оксидод более 0.03мм ц ппгп

"hPPffl

Рис. 104. Зависимость долговечности подшипников от степени загрязненности ста­ли оксидами размером более 30 мкм (Л. О. Урус)

Рнс. 105. Зависимость контактной выносливости от содержания водорода в под­шипниковых сталях:

1 — 11Х18М; 2 — ШХ-15 (Одзава)

К особенностям характера работы подшипников относят­ся высокие локальные нагрузки, и, как следствие этого, чрезвычайно высокие требования к чистоте стали по неме­таллическим включениям, карбидной неоднородности и др. Основные требования, которые должны обеспечить подшип­никовые стали:

1. Высокая статическая грузоподъемность — предельная нагрузка, при которой остаточные деформации в зоне контакта не превышают 0,01 % от диаметра шарика или ролика. Необходимая статическая грузоподъемность — а она должна быть весьма значительна, поскольку давления в области контакта при работе подшипника доходят до 2000—4000 МПа, достигается применением в качестве ма­териала для подшипников заэвтектоидных легированных хромом сталей, обработанных на высокую твердость.

2. Высокое сопротивление контактной усталости. Эта характеристика чрезвычайно сильно зависит от наличия металлургических дефектов различного рода, особенно сульфидных и оксидных включений, а также водорода, по­скольку подшипниковые стали флокеночувствительны. На рис. 104 приведена зависимость долговечности подшипни­ков от количества оксидов в одном и том же сечении, а на рис. 105 — зависимость контактной выносливости от содер­жания водорода в подшипниковых сталях.

При производстве подшипниковых сталей применению рафинирую­щих переплавов уделяется особое внимание. Рафинирующие переплавы позволяют значительно снизить загрязненность стали неметаллическими включениями, что, естественно, удорожает сталь. Если принять за 100 % содержание включений в стали ШХ15 открытой выплавки, то для ста­ли, обработанной синтетическим шлаком (ШХ15Ш), оно составляет 45%, для той же стали вакуумно-дуговой выплавки (ШХ15ВД) 35 %, а для стали, обработаииой шлаком и дополнительно переплавленной ва — куумио-дуговым способом (ШХ15ШД), 25%. При этом оставшиеся вклю­чения более равномерно распределяются в объеме слитка, уменьшается и средний размер включений.

Не менее вредным фактором, с точки зрения контактной усталости, является карбидная неоднородность (карбидная сетка, строчечные вклю­чения карбидов и т. п.). Способ устранения этого дефекта заключается в проведении оптимальной пластической и термической обработки.

3. Износостойкость, в том числе абразивная, достигает­ся введением сталь —^ 1,0 % С и 1,5% Cr. Влияние хрома на износостойкость определяется тем, что он увеличивает количество карбидной фазы и меняет качественно ее состав, позволяя получать твердые специальные карбиды.

4. Высокое сопротивление малым пластическим дефор­мациям. Это требование наиболее актуально для подшип­ников точных приборов.

5. Размерная стабильность. В зависимости от размеров и класса точности подшипников изменения размеров при эксплуатации не должны превышать IO-4—IO-5 мм/мм. Размерная стабильность зависит от содержания остаточно­го аустенита в стали. При увеличении количества остаточ­ного аустенита размерная стабильность ухудшается, так как остаточный аустенит является нестабильной структур­ной составляющей и при высоких нагрузках может превра-

Таблица 18. Состав и области применения подшипниковых сталей

Содержание основных

Марка стали

С

Si

Mtl

ШХ15

ШХ15СГ

ШХ20СГ

95X18-Ш

11Х18М

8Х4М4В2Ф1Ш

0,95—1,05 0,95—1,05 0,95—1,05 0,9—1,1 1,1—1,2 0,75—0,85

0,17—0,37 0,40—0,65 0,55—0,85 0,8 0,53—0,93 0,40

0,20—0,40 0,90—1,20 1,40—1,70

0,7 0,5—1,0 0,40

8Х4В9Ф2Ш

0,70—0,80

0,25

0,25

Примечание. Как правило, во всех сталях содержание Ps^O,030 %,

Щаться в мартенсит, что сопровождается объемными изме­нениями.

Подшипниковые стали обычно классифицируются по условиям работы: различают стали общего применения, ис­пользуемые для изготовления деталей подшипников (колец, шариков, роликов), работающих при температурах —604- —-300 0C в неагрессивных средах, и стали специального на­значения, предназначенные для изготовления теплостойких и коррозионностойких подшипников. Составы сталей для подшипников общего назначения регламентируются ГОСТ 801—78, а подшипников специального назначения — соот­ветствующими ТУ. В табл. 18 приведены составы некоторых подшипниковых сталей.

ПОДШИПНИКОВЫЕ СТАЛИ

Подшипники являются ответственными деталями машин и механизмов. Они во многом определяют точность и произ­водительность металлорежущих станков, надежность элект­родвигателей, экономичность, качество автомобилей, трак­торов, вагонов и т. д. Отечественная промышленность производит более 5 тысяч типоразмеров подшипников диа­метром от 0,5 до 3,0 м, а по производству подшипников СССР занимает первое место в Европе.

1. Цементуемые стали

Цементация стали осуществляется путем поверхностного насыщения изделия угле­родом до эвтектоидной или заэвтектоид — ной концентрации. Конечные свойства изделий до­стигаются в результате последующей термической обработ­ки. При цементации наиболее существенно изменяются поверхностная твердость, износостойкость и усталостная прочность изделий. Глубина цементованной зоны может быть различна для разных деталей и составляет 0,3— 2,5 мм в зависимости от размеров и назначения изделия.

Цементацию проводят в твердой, жидкой и газовой сре­дах, наибольшее развитие получила газовая цементация. Цементация является трудоемким и длительным процессом, поэтому в последнее время применяют разные способы ин­тенсификации этого процесса: ионную цементацию, цемен­тацию в активизированных газовых средах, в электропро­водном кипящем слое, в виброкипящем слое и др.

Цементации подвергают низкоуглеродистые стали с со­держанием углерода 0,08—0,25 %, что обеспечивает полу­чение вязкой сердцевины. Для некоторых высоконагружен — ных деталей (зубчатые колеса и др.) содержание углерода в стали может быть повышено до 0,35 % . С повышением содержания углерода в стали уменьшается глубина цемен­тованного слоя, увеличивается прочность и понижается вяз­кость сердцевины.

Цементацию проводят при температурах выше точки Аз в аусте — нитной области. Температурный интервал цементации составляет 920— 980 "С. Имеется положительный опыт применения для некоторых легиро­ванных сталей высокотемпературной цементации при 980—1050 °С. Прн этом значительно ускоряется процесс цементации вследствие увеличе­ния коэффициента диффузии углерода, однако одновременно растет зер­но аустенита и увеличивается коробление деталей. Поэтому для высо­котемпературной цементации необходимо применять стали с наследст — венномелким зерном илн легировать сталь элементами, замедляющими рост аустенитного зерна при нагреве (тнтан, ванадий).

Термическая обработка нзделнй после цементации заключается в закалке н низкотемпературном отпуске, причем закалка может осуще­ствляться непосредственно от температуры цементации (одинарная тер­мическая обработка) или после охлаждения от температуры цемента­ции (в этом случае часто применяют охлаждение на воздухе — норма­лизацию) и повторного нагрева до температуры несколько выше точки Аз с последующей закалкой и отпуском (двойная термическая обработ­ка). Закалку от температуры цементации часто применяют после под- стужнвания до 840—860 dC с целью уменьшения коробления изделий.

Химический состав и механические свойства качествен­ных цементуемых углеродистых конструкционных сталей регламентируется ГОСТ 1050—74, а легированных ГОСТ 4543—71.

В табл. 16 приведены химический состав и гарантируе­мые механические свойства некоторых легированных конст­рукционных сталей, применяемых для цементации.

Таблица 16. Состав и механические свойства (не менее)

Содержание основных элементов, %

Марка стали

С

Mn

Cr

Nl

Другие элементы

15Х

18ХГТ

20ХГР

ЗОХГТ

15ХФ

20ХН

12ХНЗА

20ХГНР

18Х2Н4МА

0,12—0,18:

0,17—0,23,"

0,18-0,241

0,24—0,32

0,12—0,18*

0,17—0,23′

0,09—0,16

0,16—0,23

0,14—0,20

0,3—0,9 0,8—1,1 0,7-1,0 0,8—1,1 0,3—0,8 0,3—0,8 0,3—0,8 0,7—1,0 0,3—0,8

0,7-1,0 1,0—1,3 0,75—1,05 1,0—1,3 0,8—1,1 0,45—0,75 0,6—0,9 0,7—1,0 1,35—1,65

<0,3 <0,3 <0,3 <0,3 <0,3 1,0-1,4 2,75—3,15 0,8—1,1 4,0—4,4

0,03—0,09Ti 0,001-0,005В 0,03—0,08Ti 0,06-0,12V

0,001—0,005В 0,3—0,4Мо

Примечания: I. Условные обозначения охлаждающей среды: в — вода, 2. Механические свойства приведены после термической обработки ио ука-

Легирующие элементы влияют на скорость процесса це­ментации, глубину цементованного слоя и концентрацию углерода в поверхностной зоне. Некарбидообразующие элементы, такие как никель, кремний, кобальт, ускоряют диффузию углерода в аустените при 950 0C. В то же время эти элементы снижают растворимость углерода в аустените и тем самым уменьшают максимальное содержание угле­рода в поверхностном слое. Наиболее сильно ускоряет диф­фузию углерода в аустените и понижает содержание угле­рода в цементованном слое кремний. Однако при более вы­соких температурах (1000, 1100°С) кремний уменьшает коэффициент диффузии углерода в аустените.

Как правило, карбидообразующие элементы понижают коэффициент диффузии углерода в аустените. Например, в стали с 1,2 % Si и 1 % легирующего элемента при темпера­турах, отвечающих интервалу цементации, наблюдается замедление диффузии углерода при легировании в такой последовательности: марганец, молибден, ванадий, воль­фрам, хром (Томас и Леан).

Карбидообразующие элементы повышают максималь­ную концентрацию углерода в поверхностном слое по срав­нению с углеродистой нелегированной сталью, что связано с интенсивным карбидообразованием в поверхностном слое (рис. 98). С повышением температуры содержание углеро­да в цементованном слое легированных сталей уменьша­ется.

177

Влияние легирующих элементов на глубину цементован­ного слоя определяется их влиянием на коэффициент диф-

Цементуемых конструкционных сталей

Режим термической обработки

Б

Ч>

М

1-я закалка или нормали­зация (/, °С)

2-я закалка «зак — °с>

‘отп’ °с

МПа

%

< Ss

880, В (M) 880—950вз 880, м 880—950вз 880, в (м) 860, в (м) 860, в (м) 930—950 м 950 вз

770—820в (м) 870, м

850, м

760—810в (м) 760—8106 (м) 760—810в (м) 780—830м 860вз

180вз (м) 200вз(м) 200вз (м) 200в (м) 180вз (м) 180в (м) 180вз (м) 200вз (м) 200вз

700 1000 1000 1500 750 800 950 1300 900

500 900 800 1300 550 600 700 1100 700

12

9 9 9

13

14 11

10 11

45 50 ?0 40 50 50 55 50 50

0,7 0,8 0,8 0,6 0,8 0,8 0,9 0,9 0,8

М — масло, в(м) — вода илн масло, вз — воздух, занным режимам без цементации.

12—970

Фузии и концентрацию углерода в поверхностном слое. На рис. 99 приведена зависимость глубины цементованного слоя h от содержания легирующих элементов при температуре цементации 925 °С.

В легированных сталях после цементации и закалки кро­ме мартенсита и карбидов присутствует также остаточный аустенит, количество которого может быть значительным.

В небольшом количестве остаточный аустенит в цемен­тованном слое может быть даже полезным, так как при этом повышается пластичность и особенно ударная вынос­ливость, но при больших его содержаниях существенно сни-

Рис. 98. Распределение углерода по глубине цементованного слоя стали (А. Н. Минкевич):

1 — нелегированная сталь; 2 — сталь, легированная карбидообразующим элемен­том; 3 — сталь, легированная иекарбидообразующим элементом

Рнс. 99. Влияние легирующих элементов Ha глубину цементованного Слоя после цементации при 925 0C (А. П. Гуляев)

Жается твердость стали, поэтому для высоколегированных цементуемых сталей в целях уменьшения количества ос­таточного аустенита проводят обработку холодом после закалки.

При легировании цементуемых конструкционных сталей часто осуществляется комплексное легирование нескольки­ми элементами. Так, введение кремния в хромоникелевые цементуемые стали позволяет повысить их ударно-уста­лостную выносливость посредством уменьшения глубины заэвтектоидной зоны и увеличения количества карбидов.

Широко применяется легирование цементуемых сталей элементами, задерживающими рост зерна аустенита при нагреве (ванадием или титаном). Особенно благоприятно легирование цементуемых сталей никелем, который повы­шает вязкость цементованного слоя и сердцевины и пони­жает порог хладноломкости. Однако вследствие дефицит­ности никеля наблюдается тенденция к замене высокони­келевых сталей малоникелевыми (например, стали 18ХГСН2МВА и 18ХГСН2МА используют взамен 18Х2Н4ВА и 20Х2Н4А и сталь 14ХГСН2МА вместо 12ХНЗА и 12К2Н4А).

Оптимальное содержание уг­лерода при цементации в поверх­ностном слое составляет 0,8— 0,9 %. Увеличение содержания углерода до более высоких значе­ний способствует выделению кар­бидов по границам зерен, что мо­жет приводить к образованию трещин в цементованном слое и снижению механических свойств (рис. 100).

Рис. 100. Влияние содержания углерода в цементованном слое (глубина слоя 1,0 мм) на механические свойства стали после закал­ки и низкого отпуска (И. Г. Козловский, Ю. Ф. Оржеховский):

I — 12X2H4A; 2 — 18ХГ

2. Азотируемые стали

Азотирование представляет собой процесс поверхностного насыщения стали азотом. Наиболее распространен процесс азотирования в газовых средах на основе аммиака. Как правило, процесс азотирования осуществляется при темпе­ратуре до 600°С (низкотемпературное азотирование).

Азотирование конструкционных сталей проводят для по­вышения их твердости, износостойкости, теплостойкости и коррозионной стойкости. Перед азотированием изделия под­вергают закалке и высокому отпуску.

^ 250о

^ 2300

0,5 0,7 0,9 1,1 1,3Z°/°

12*

179

Строение диффузионного слоя азотированных сталей определяется диаграммой железо — азот (рис. 101). При азотировании стали в области температур ниже эвтектоид — ной (590 °С) диффузионный слой состоит из трех фаз: е, Y’(Fe4N) и а. В общем случае формирование структуры диффузионного слоя азотируемой стали зависит от состава стали, температуры и длительности нагрева, а также и ско­рости охлаждения после азотирования.

Высокая твердость и износостойкость азотируемых кон­струкционных сталей обеспечиваются главным образом нитридами легирующих элементов (N, MoN, AlN). Одна­ко из-аа наличия углерода в легированных конструкцион­ных сталях при азотировании фактически образуются кар — бонитридные фазы.

Легирующие элементы существенно влияют на глубину h азотированного слоя и поверхностную твердость (рис.

102). Уменьшение глубины азо­тированного слоя при легиро­вании обусловлено уменьшени­ем коэффициента диффузии азота в феррите. Углерод уменьшает также коэффици­ент диффузии азота.

Из азотируемых конструк­ционных легированных сталей наиболее широко применяют сталь 38Х2МЮА. Однако в по­следнее время разработан ряд новых конструкционных ста­лей, подвергаемых азотирова­нию: ЗОХЗВА, 30ХН2ВФА, 40ХНВА, 20ХЗМВФА и др. В табл. 17 приведены химиче­ский состав и механические свойства некоторых азотируе­мых конструкционных сталей.

При азотировании в интервале температур 500—6000C толщина диффузионного слоя невелика и поэтому высокие механические свойства достигаются в тонком поверхност­ном слое и по мере удаления от поверхности быстро пада­ют. Обычно при легировании несколькими элементами твердость азотированного слоя больше, чем при легирова­нии одним элементом (рис. 103).

Наиболее высокая поверхностная твердость при азоти­ровании достигается в хромомолибденовых сталях, допол­нительно легированных алюминием, типичным представи­телем которых является сталь 38Х2МЮА. Подобные стали для азотирования применяют в США: нитраллой — Nitr 135М, в Англии —EN41, в ФРГ —32А1СгМо4, в Шве­ции — 2940.

500

-Sirc

I

J — I

I I

Z

I i

-I

\ /

Li.

I

I *

\680±5°С

\

650°C\f\

2,8

\ е

V

590°СI

0,1 2,35 Л

Aa

VK

1 Il

V

I i

OZ 4 6 8 10 Fe —«¦ N, % (по массе)

Рис. 101. Диаграмма состояния си­стемы Fe-N

900 850 800

0

CsT 750

1

§ 700 §-

^ 650

Si

600

Cf-

550

Пониженным содержанием алюминия или без алюминия, имеющие меньшую поверхностную твердость, но более плав­ное падение твердости по глубине диффузионного слоя (ста­ли 38Х2ВФЮА, 40ХФА, 40Х, 20ХЗВА и др.).

Снижение поверхностной твердости азотированного слоя с HV 900—1000 до 650—900 позволяет повысить износостой-

Вместе с тем износостойкость стали не всегда коррели­рует с твердостью. Так, повышение температуры азотиро­вания стали 38Х2МЮА с 560 до 620 °С повышает ее изно­состойкость, хотя поверхностная твердость при этом пони­жается. Понижение поверхностной твердости при повыше­нии температуры азотирования связано с уменьшением содержания азота в е-фазе из-за усиления его диффузии с поверхности в глубь изделия.

H, Мм HV

Содержание элемент од, %

Рис. 102. Влияние легирующих элементов иа глубину азотированного слоя (азотирование прн 550 С, 24 ч) и поверхностную твердость (Ю. М. Лах — тин)

Для некоторых азотируемых изделий чрезмерно высо­кая поверхностная твердость является нежелательной из — за охрупчивания поверхностного слоя, затруднения опера­ции шлифования и др. В этом случае используют стали с

Таблица 17. Состав и механические свойства (не менее)

Содержание основных элементов, %

Марка стали

C

Cr

Ni

Mo (W)

30Х2МЮА 38Х2ВФЮА

0,35—0,45 0,35—0,42

1,35—1,65 1,5—1,8

0,15—0,25 (0,2-0,4)

30ХН2ВФА 30Х2НВФА ЗОХЗВА 40ХНМА

0,27—0,34 0,27—0,34 0,27—0,34 0,37—0,44

0,3—0,6 1,35—1,75 2,3—2,7 0,3—0,6

2,0—2,45 0,7—1,00

0,7—1,00

(0,6-0,8) (0,6-0,8) (0,6—0,8) 0,15—0,25

Примечание, м — масло, в — вода.

Азотируемых конструкционных сталей

Режим Термической обработки

Ав

I ат

В

TS §2

Другие

T T ‘зак’ ^

‘отп1 °с

МПа

%

0,7—1,IAl

920—940, м(в)

625—650

1000

850

14

50

0,9

0,1—0,8V;

900—950, м

600—650

1000

850

12

50

0,9

0,4—0,7АГ

0,1—0,18V

850—870, м

540—620

1050

850

12

55

1,0

0,1—0,18V

900—920, м

520—540

1200

1000

10

45

0,8

0,06—0,12V

870—890, м

580—620

1000

850

15

50

1,0

840—860, м

600—620

1100

850

12

55

1,0

СТАЛИ ДЛЯ ЦЕМЕНТАЦИИ И АЗОТИРОВАНИЯ

Цементация и азотирование — наиболее распространенные методы химико-термической обработки (XTO) стали. В ре­зультате такой обработки происходит поверхностное упроч­нение деталей машин и механизмов: возрастают износостой­кость, прочность, усталостная стойкость, а в ряде случаев сопротивление коррозии и окалиностойкость. Как правило, для деталей, подвергаемых цементации и азотированию, применяют специальные стали. Роль легирования таких сталей состоит в получении высоких поверхностных свойств цементованного или азотированного слоя и обеспечения не­обходимых свойств сердцевины изделия при принятой об­работке.

1. Нестареющие холоднокатаные стали

Нестареющие стали для холодной штамповки должны иметь минимально возможное содержание всех примесей (С, N, Mn, Si, Cr, Ni, S, P и др.), низкую твердость и прочность, высокое относительное и равномерное удлинение, большую вытяжку (проба по Эриксену), холоднокатаный лист из них должен иметь высокое качество поверхности и не быть склонным к деформационному старению.

Удлинение, %

Рис. 86. Схематические диаграммы растяжеиня хо­лоднокатаной отожжениой стали, склонной к деформа — цноиому старению (а) к нестареющей (б)

Склонность к деформационному старению таких сталей является главнейшим показателем их качества, так как при штамповке сложных изделий с большой вытяжкой из хо­лоднокатаных листов, подверженных старению, образуются поверхностные дефекты: полосы — линии скольжения или линии Чернова — Людерса (рис. 85). Образование полос— линий скольжения связано с неоднородной деформацией ме­талла на площадке текучести. Наличие зуба и площадки текучести, ее длина являются критериями склонности ста­ли к деформационному старению, а следовательно, к спо­собности образовывать дефекты в виде полос — линий скольжения. На рис. 86 приведены диаграммы растяжения для стали, склонной к деформационному старению, и для нестареющей стали. Чем больше протяженность площадки текучести, тем сталь более склонна к деформационному старению.

Рнс. 85. Лнннн скольжения Чернова—Людерса на поверхности эмалированного изделия, полученного холодной штамповкой, Хб

Как известно, зуб и площадка текучести на диаграмме растяжения обусловлены закреплением дислокаций атмос­ферами Коттрелла (атомами внедрения — углерода и азо­та) и вырывом дислокаций из закрепления при достижении предела текучести. Площадка те­кучести обусловлена движением свободных, вырванных из закреп­ления дислокаций при постоян­ном напряжении. Следовательно, ответственными за деформацион­ное старение являются находящи­еся в твердом растворе атомы внедрения. Атомам азота принад­лежит главная роль в иницииро­вании склонности к деформаци­онному старению. Причиной это­го является большая раствори­мость и диффузионная подвижность атомов азота в ct-железе по сравнению с углеродом, а также то, что в отожженной стали углерод в основном весь выделяется из твердого раствора в виде третичного цементита. При плот­ности дислокаций в отожженной стали около IO6—IO8CM-2 для их закрепления в твердом растворе требуется около IO-3—IO-4 % атомов (C+N). Поэтому, чтобы сделать сталь нестареющей, необходимо азот вывести из твердого раство­ра, связав его нитридообразующими элементами. Такой путь и используется при создании нестареющих сталей. В качестве нитридообразующих элементов на практике ис­пользуют алюминий или ванадий, хотя в исследованиях ус­тановлена также возможность связать азот в нитриды вве­дением в сталь титана, хрома и бора. Показана также по­ложительная роль увеличения содержания марганца в уменьшении интенсивности развития деформационного ста­рения.

Нитриды AlN или VN образуются в сталях в процессе отжига холоднодеформированной стали. Технология отжи­га имеет большое значение для полноты связывания азота в нитриды. Однако даже при введении в сталь нитридооб­разующих элементов часть азота может оставаться в твер­дом растворе, и при содержании в а-железе (C+N) > >10~3—IO^4 % будет происходить закрепление им дисло­каций. С целью исключения возможности деформационного старения лист перед штамповкой подвергают дрессировке. Дрессировка представляет собой небольшую пластическую деформацию (до 2 %) отожженной стали, в результате ко­торой происходит вырыв закрепленных дислокаций из ат­мосфер Коттрелла. Следовательно, даже склонная к ста­рению сталь после дрессировки не имеет площадки текуче­сти и становится несклонной к деформационному старению. Однако следует иметь в виду, что во время транспор­тировки или складирования дрессированной стали до нача­ла штамповки азот может успеть продиффундировать к дислокациям, закрепить их и снова вызвать деформацион­ное старение. Поэтому время между окончанием дрессиров­ки и началом штамповки не должно превышать, как пра­вило, 10 сут. Последнее особенно важно для стали, не со­держащей нитридообразующих элементов.

Тонколистовую сталь для холодной штамповки изготов­ляют в соответствии с ГОСТ 9045—80.

Для изделий с относительно несложной вытяжкой при­меняют сталь 08кп. Более сложные изделия изготавливают в основном из стали 08Ю (0,02—0,05 % Al) и реже из стали 08Фкп (0,02—0,04 % V). Сталь 08кп склонна к деформаци­онному старению, а стали 08Ю и 08Фкп нестареющие. Пос­ле отжига холоднокатаный лист подвергают дрессировке.

Перед штамповкой лист имеет низкую прочность (ав< <190—210 МПа; ств = 260—360 МПа) и высокую пластич­ность (6=42—50%), что, обеспечивает хорошую штампу — емость. Методом контроля склонности стали к деформаци­онному старению является запись диаграммы растяжения с целью определения наличия площадки текучести.

Применение нестареющей стали позволяет исключить брак в виде полос — линий скольжения при штамповке из­делий с особо сложной вытяжкой.

2. Двухфазные стали

161

Для штампованных деталей и изделий, которые должны иметь повышенную прочность, в последнее время применя­ют двухфазные низколегированные стали с феррито-мартен — ситной структурой. Эти стали обладают низким сопротив­лением малым пластическим деформациям (пределом теку­чести), высокими значениями временного сопротивления, равномерного и общего удлинения, скорости деформацион­ного упрочнения, что предопределяет их хорошую штампуе — мость и высокую прочность в отштампованных изделиях. Двухфазная феррито-мартенситная (иногда феррито-бей- нитная) структура стали получается при определенном ох­лаждении из межкритического интервала температур (меж­ду Ас\ и Ac3) после специального нагрева или после горя­чей прокатки. Как следует из диаграммы железо — углерод, при нагреве стали в межкритический интервал количество аустенита будет определяться температурой нагрева и со­держанием углерода в стали. Пйсле закалки получается феррито-мартенситная структура (рис. 87), которую можно рассматривать как композиционный материал, состоящий из мягкого пластического феррита и прочного мартенсита. Свойства стали определяются количеством мартенсита и размером зерна феррита. На рис. 88 приведена зависимость свойств стали типа 12ХМ от содержания мартенсита в двух­фазной структуре. Оптимальные свойства стали, предна­значенной для холодной штамповки, достигаются при со­держании 20—30 % мартенсита. При этом сталь имеет на­иболее низкое отношение ат/ов« 0,5—0,6, высокое общее и равномерное удлинение. При большей доле мартенсита растет прочность и падает удлинение, что ухудшает штам — пуемость. Однако замечательно то, что рост прочности при

11—970

Диаграмма растяжения феррито-мартенситной стали для холодной щтамповкн в сравнении с другими сталями приведена на рис. 89. Пре­дел текучести двухфазной стали лишь немного больше, чем у обычной низкоуглеродистой стали, что обеспечивает легкую штампуемость. В то же время временное сопротивление двухфазной стали не уступает этой характеристике для высокопрочной низколегированной стали, а после деформации на 5 % (штамповки) феррито-мартенситная сталь имеет равный с ней предел текучести.

Рис. 87. Микроструктура двухфазной феррито-мартенситной стали 12ХМ, Х300 (Б. M. Броифин)

Этом сопровождается снижением температуры перехода в хрупкое состояние. Этот факт открывает новую перспективу применения двухфазных феррито-мартенситных сталей с 40—50 % мартенсита и для других целей — в качестве вы­сокопрочных и хладостойких строительных сталей.

Низкие значения предела текучести двухфазной стали и отсутствие площадки текучести после термической обработки из межкритического интервала температур связаны с большим количеством свободных дис­локаций в феррите, появившихся в результате образования мартенсита и деформации окружающей ферритиой матрицы.

В качестве двухфазных сталей для холодной штамповки чаще ис­пользуют малоуглеродистые низколегированные стали с 0,06—0,12 % С, 1—2 % Mn, 0,5—1,5 % Si, с небольшими добавками ванадия или подоб­ные же стали, но содержащие ~0,5 % Cr и 0,1—0,4!% Mo. Легирование стали необходимо для получения при термической обработке мартенси­та и мелкого зерна феррита. После термической обработки стали имеют следующие механические свойства: ат=300—450 МПа, гтв=600— 850 МПа, 6=20—30 %, а после штамповки стт=450—600 МПа.

11*

163

Применение двухфазных феррито-мартенситных сталей в автомо­билестроении для изготовления штампованных, несущих нагрузку дета­лей (например, обод колес) позволяет сэкономить более 25 % стали и является рентабельным, несмотря на усложнение технологии. В настоя­щее время ведутся исследования по изысканию новых областей приме­нения двухфазных сталей для холодной штамповки.

Глава XIV

УЛУЧШАЕМЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ

Для наиболее ответственных тяжелонагруженных деталей машин применяют легированные стали, подвергаемые за­калке с отпуском. В зависимости от требуемого уровня свойств выбирают температуру отпуска. Низкий отпуск (до 200—250°С) обеспечивает высокие прочностные характе­ристики и низкие значения пластичности и вязкости. При правильном выборе состава стали можно обеспечить повы­шенные пластичность и вязкость и в низкоотпущенном вы­сокопрочном состоянии. Однако наиболее часто в машино­строении применяют закалку с высоким отпуском при 550— 680°С (улучшение). Такая термическая обработка при ра­ционально выбранном составе стали обеспечивает наибо­лее высокую конструктивную прочность деталей и изде­лий — достаточно высокую прочность в сочетании с высо­кой пластичностью, вязкостью и малой склонностью к хрупким разрушениям. Легирующие элементы, влияя на процессы, происходящие при закалке и отпуске, будут су­щественно влиять и на механические свойства улучшаемой стали.

Как отмечалось ранее, легирующие элементы определя­ют размер зерна аустенита, его устойчивость при переох­лаждении, структуру мартенсита, свойства феррита и кар­бидной фазы и другие факторы. Поэтому легирование ста­ли обычно имеет многоцелевое назначение. Один и тот же элемент может влиять на несколько факторов, через них определяя механические свойства стали. Не умаляя влия­ния легирования на перечисленные факторы, отметим, что в улучшаемых конструкционных сталях легирующие эле­менты прежде всего должны обеспечить необходимую про­каливаемость и требуемые механические свойства после от­пуска.

1. Влияние легирования на прокаливаемость стали

O W 20 30 40 50 Расстояние от Торцо о§разца, мм

Прокаливаемость стали определяется устойчивостью пере­охлажденного аустенита, сечением изделия и скоростью охлаждения. При достижении в определенном сечении изде-

3 9 15 21 27 33 Расстояние от охлаждаемого гпврца образца, мм

Рис. 90. Кривые прокаливаемости стали с 0,4 % С при разном ее легировании (Иех):

I—0.25% Mo; 2-0,5% Cr; 0,2% Mo; 0,5% Ni; 3-0,25% Mo; 1,8% Ni; 4 — 1 % Cr; 0,2 % Mo; 5 — 0,8 % Cr; 0.25 % Mo; 1,8 % Ni

Рис. 91. Полосы прокаливаемости улучшаемых легированных сталей

Лия скорости охлаждения больше критической после закал­ки получается структура мартенсита. При меньших скорос­тях охлаждения наряду с мартенситом могут получаться структуры бейнита (верхнего и нижнего) и даже продукты распада по первой ступени (избыточный феррит и перлит). Кроме того, наряду с мартенситом после закалки может присутствовать и остаточный аустенит.

Наиболее часто прокаливаемость стали определяют ме­тодом торцовой закалки, строя кривые прокаливаемости. Поскольку отдельные плавки каждой стали имеют несколь­ко различающиеся значения прокаливаемости (кроме коле­баний химического состава в пределах марочного, сказыва­ется размер зерна и другие металлургические факторы), сталь каждой марки характеризуется в целом не одной кривой прокаливаемости, а полосой прокаливаемости. По полосе прокаливаемости определенной стали можно устано­вить значения критической скорости охлаждения при закал­ке и критические диаметры (диаметр максимального сече­ния, прокаливающегося насквозь в данной охлаждающей среде).

Все легирующие элементы, кроме кобальта, повышают прокаливаемость стали. Кривые прокаливаемости при раз­ном легировании представлены на рис. 90.

Приведенные данные показывают, что влияние легирую­щих элементов на прокаливаемость стали, так же как и на устойчивость переохлажденного аустенита, не аддитивно, т. е. не может быть просуммировано, а эффективность дей­ствия какого-либо элемента зависит от комбинации и коли­чества легирующих элементов в каждой стали.

Наилучшая прокаливаемость стали достигается при ком­плексном легировании стали при следующих комбинациях-’ легирующих элементов (М. Е. Блантер):


Основа стали 0,4 % С, 1 % Cr,

Mn, %………………………. 0,22 0,65

»кр, °С/с…. 122 95

Основа стали 0,4 % С, 0,2 % Mo,

Ni, %…………………………. 0,54 1,04

120

О„р, 0Cfc…. 190

0,2

60

170

95

Основа стали 0,4 % С, 3,5 % Ni,

Mo, %

, °С/с

Основа стали 3,5 % Ni, 0,2 % Mo, С, % 0,09 0,22

, 0CZc

Легирующий элемент Mn

78

52

Легирующий элемент Ni 3,01 3,99

46

Легирующий элемент Mo

0,5 0,75 11 4,2

Легирующий элемент С

1,57 36

0,33 0,40 0,51 78 60 32


Сильные карбидообразующие элементы (V, Nb, Ti) мо­гут оказывать двоякое влияние на прокаливаемость. Они увеличивают прокаливаемость, если растворены в аустени­те, и уменьшают ее, если связаны в карбиды или карбонит -

Риды. Обычно в конструкционные улучшаемые стали эти эле­менты вводят в небольших количествах (— 0,1 %) с целью обеспечения мелкозернистой структуры, поэтому их влияние на прокаливаемость относительно невелико.

Особо сильное влияние на увеличение прокаливаемости конструкционных сталей с содержанием 0,2—0,4% С ока­зывает около 0,003 % В. По эффективности влияния на прокаливаемость 0,003 % В могут быть эквивалентны при­мерно 1 % Ni, 0,5 % Mn, 0,2 % Mo. При содержаниях более 0,003 % В прокаливаемость не увеличивается, наступает сильная горячеломкость стали. При содержании менее 0,001 % В его влияние на прокаливаемость незаметно. Из — за сложности попасть в узкие пределы марочного состава (0,001—0,005 %) создаются определенные технологические трудности при выплавке стали с бором. Поэтому перед вве­дением бора сталь хорошо раскисляют алюминием и свя­зывают азот в нитриды введением титана.

Механизм влияния малых добавок бора на прокаливае­мость, по-видимому, состоит в том, что бор как горофильный (поверхностно-активный) элемент, концентрируясь на гра­ницах зерен аустенита, препятствует зарождению здесь феррита при у-нх-превращении. Благодаря хорошо отрабо­танной технологии производства нашли применение улуч­шаемые и цементируемые стали с бором.

‘ Для характеристики прокаливаемости некоторых наи­более широко применяемых сталей на рис. 91 приведены их полосы прокаливаемости.

2. Структура и механические свойства

Свойства улучшаемой стали зависят от прокаливаемости, т. е. от структуры по сечению изделия после закалки.

При полной (сквозной) прокаливаемости структура по всему сечению — мартенсит. При неполной (несквозной) прокаливаемости наряду с мартенситом образуются немар — тенситные продукты распада аустенита (верхний и ниж­ний бейнит, феррито-перлитная смесь).

На основе многочисленных исследований можно утвер­ждать, что наиболее высокие механические свойства (прак­тически по всем показателям) достигаются после высокого отпуска исходной структуры мартенсита. Если сталь име­ет другие структуры, то некоторые свойства могут ухуд­шаться. Особенно сильно это может сказываться на пара­метрах, характеризующих сопротивление стали хрупкому разрушению (например, температуре перехода) и вязкому разрушению (работе развития трещины).

На рис. 92 для хромомолибденовой стали с содержанием от 0,18 до 0,30 % С приведены значения температуры пере­хода после высокого отпуска разных исходных структур. Подбором температуры отпуска временное сопротивление стали при всех исходных структурах было достигнуто оди­наковым (0В«7ОО МПа). При этом наиболее низкий порог хладноломкости имела сталь, закален­ная на мартенсит (а); сталь со струк­турой бейнита (верхнего) после отпус­ка имеет порог хладноломкости на 50 cC выше, а со структурой перлита — еще на 100°С выше. При всех исход­ных структурах повышение содержа­ния углерода приводит также к повы­шению Гпр.

Сравнивая свойства отпущенного

Рис. 92. Влияние содержания углерода на порог хладноломкости улучшенной хромоникелевой стали при разной исходной структуре (В. С. Месышн):

1 — перлит; 2 — бейнит; 3 — мартенсит

Мартенсита и отпущенного бейнита, следует разделять вли­яние нижнего и верхнего бейнита. Использование электрон­но-микроскопического анализа структуры позволило диф­ференцировать влияние верхнего и нижнего бейнита, а так­же установить влияние на свойства смеси структур.

В табл. 14 приведены данные о влиянии исходной струк­туры (после закалки) на механические свойства высоко — отпущенной стали 18Х2Н4МФА. Регулируя скорость непре­рывного охлаждения стали из аустенитного состояния в соответствии с термокинетической диаграммой распада аус­тенита, удалось получить смеси различных структур: мар­тенсита М, мартенсита и нижнего бейнита М-\-Бп в разных соотношениях, верхнего и нижнего бейнита (5В+Н); верхне­го и нижнего бейнита с ферритом и перлитом Бв+н-{-ФП. Естественно, что после закалки на указанные структуры сталь имела разную твердость, но подбором температуры отпуска была получена одинаковая твердость HV» «3000 МПа, что позволило сравнить свойства при разной исходной структуре.

-WO

0,15 0,20 0,250,30 С, % (по массе)

Испытания на растяжение с определением ов, от, б и ф не выявляют влияния бейнитных составляющих структуры

Таблица 14. Влияние структуры стали 18Х2Н4МФА после закалки на механические свойства после отпуска на одинаковую твердость (А. П. Гуляев, Ю. С. Голованенко, В. Н. Зикеев)

Структура после закалки

6

Ttt

КСТ, МДж/м»

МПа

%

100 % M………………………..

850

740

17

73

—85

1,9

75 %М+25 % Бн. . .

840

720

16

73

—105

1,8

50 % М+50 % Бн. . .

860

720

16

71

—115

1,8

100 % Бв+н…………………….

890

760

15

65

+40

0,3

90 % Бв+е-М0 % ФП.

780

520

14

51

+50

0,7

25 % Бв+н+75 % ФП. .

720

470

13

45

+55

0,85

В смеси с мартенситом. При этом указанные свойства прак­тически не изменяются. Лишь появление феррито-перлит — ной смеси понижает прочность и пластичность стали. Зна­чительно более сильную структурную чувствительность име­ют характеристики сопротивления разрушению (Г50 и КСТ). Нижний бейнит (до 50 %) в смеси с мартенситом даже по­вышает сопротивление хрупкому разрушению —порог хладноломкости снижается на 30 0C. Можно полагать, что это обусловлено однородным распределением карбидов и мелкоигольчатой структурой нижнего бейнита, в результа­те чего создаются препятствия при распространении тре­щины скола. Нижний бейнит в таких количествах не ухуд­шает сопротивление стали вязкому разрушению.

Существенное снижение характеристик сопротивления разрушению вызывает верхний бейнит и продукты распада аустенита в перлитной области. Порог хладноломкости су­щественно повышается (на 120—140 °С), резко падает ра­бота распространения трещины. Это связано с тем, что вы­сокотемпературные продукты распада аустенита — верхний бейнит и перлит — имеют после отпуска в структуре гру­бые неоднородно распределенные карбидные включения, в результате чего скол может непрерывно распространяться на значительные расстояния, составляющие несколько зе­рен. 1

В закаленной конструкционной стали может присутст­вовать небольшое количество остаточного аустенита. Его влияние на свойства стали после отпуска может быть дво­яким. Если остаточный аустенит распадается при отпуске на феррит и карбид, то это вызовет охрупчивание стали. Стабилизированный остаточный аустенит, не разлагаю­щийся при отпуске, расположенный между пластинами мар­тенсита в виде тонких прослоек, как показывают иссле­дования (Дж. Томас), исключительно сильно повышает вязкость разрушения (Ktc) высокопрочных сталей (0,35 % С и 4 % Cr).

Таким образом, если после закалки в изделиях получа­ется структура мартенсита в смеси с нижним бейнитом (до 50 %). то свойства стали не ухудшаются. Появление же на­ряду с мартенситом или нижним бейнитом высокотемпера­турных продуктов распада — верхнего бейнита и феррито — перлитной смеси — снижает значения сопротивления стали хрупкому и вязкому разрушению.

3. Марки сталей и их свойства

В зависимости от требований по прокаливаемости и необ­ходимого уровня механических свойств в машиностроении используют большое количество различно легированных сталей. Марки легированных конструкционных сталей опре­деляются ГОСТ 4543—71, ряд сталей изготовляется также по техническим условиям. Основными легирующими эле­ментами в улучшаемых сталях являются хром, марганец, никель, молибден, бор, ванадий и др. Содержание углерода в них обычно находится в пределах 0,25—0,50 % *

В табл. 15 приведен химический состав и гарантируе­мые механические свойства наиболее широко распростра­ненных улучшаемых машиностроительных сталей. Приве­денные механические свойства нормированы как контроль­ные после указанной термической обработки для заготовок с размером сечения 25 мм (круг или квадрат). Для каждой стали свойства будут зависеть от температуры отпуска, ре­жим обработки выбирается по справочным данным в соот­ветствии с заданными требованиями для определенной де­тали.

Легированным конструкционным сталям свойственна повышенная анизотропия свойств, т. е. различие свойств в зависимости от направления деформации при ковке или прокатке. Уменьшение анизотропии свойств достигается ме­таллургическими способами (уменьшением в стали сульфи­дов и других неметаллических включений, изменением ус­ловий горячей пластической деформации и др.). Эти же стали чувствительны к флокенам, наиболее чувствительны к образованию флокенов доэвтектоидные легированные перлитные и перлито-мартенситные стали (см. гл. И).

Хромистые стали (ЗОХ, 35Х, 40Х, 45Х, 50Х, 35Х2АФ, 40Х2АФЕ) (здесь и далее приводится ряд марок сталей указанной группы, не


То

Tf Tf

OO IO CTi СО СО

Yt/XVVi ‘ПЭЯ

СО О СО ООО

Ю OO Tt — in m

Оою

Soo

С S

S S о в Sf

? о, (- о S о

Si К

3

5 ш CS

А

6

&

SS

CDCO

S S о~о"

QO СО QO OO И

IO IO QO Ь — СГ5

И и ю

Ю со со

ООО

СО OO Tf

Oi

G IQ (и 3

53 S «3 IQ

О

Ss

О

?

CS

А о о. в

Со оо

>><

OO io Cp ООО*

IIII

OOlN

СО со

О*о"

VV

A со со

Oi О

H

О

A ^

О CL

§- 5

-OCl о’о’о"

О

SCVS0-

O о" I

VVg

В (- и >s

О a u а В M

СО со о*о*

VV

О"

Оо

Оо

О"

О*

Ю

Ю

Ю

_

Tf

8

8

OO

Оо

Q

О

СО

О

CTi

^___ ч

JS,

И

И

О"

О"

Ю

СО

Ю

Со

S

S

Й

А

О

О

Tf

OO

Оо

Н0>

Q I <

Oi 53 IO <и з — S 53

(U __

^ СО о

SO о ?

QO O

О —

Ю

СО со X1

•S8o

OO0

СО

< CN

Ю ‘

Ф О

OO

О —

OlO

О ю

Ю Tf

Юю

!N О

CN CS

— —

[16]

OO

OO

LO Ю

Ю ю

Г>- QO

OO

О о

OQ

Ю О

Ю Q

CTi —

CTlO

>—>________ •

S д

« а

О О

OO

COTf

Tf CN

СОЮ

Ю СО

S S о*о"

S

U

3 ж

§ — 8-Ч-.

О _

S I I

О. СО OO

X — Гг-Г

OO

VV

OO Ь — QO OO

S о>

О» ю ^lcN § CN < — § — CO -

I ill

§ — МО § ООО*

0 ———

S

<5 со со

1 VV

I —

53 . .

« OO <u о оо a — сзоо S

53 ————————————

«о CL

1 ш

IlT

К ОО) —

З со со

О

CL —

OO со OCN


<N<N (-U

OO Tf со

‘ е< ^xx

Хою

^ Tf со

< о

OU XX

ООО

Со со

-,¦О1

XX

СЗи

Яг

S

R ? й ь

Со со

CNCO OO

1?

Tf OO СО CN

О*о"

О <3

Г? Гр QC

Rp Tf со

Ill СО Г^ CN OO OO СО

Оо"о

СО Tf

СО СО

Г

CO

CN CN

Оо"

Г^- ю — OJ о -С

Ю

Оо

Tf

Q

СО Q

T

Оо

T

Со

СО

О

О*

А,

H

Е

И

И.

X

X

О

Ю

Со

Оо о"

С S

111 со СО СО


N. оо OO

Ю О

Tf ю

88

00 00

OO

СО СО

.ю ю

OO

CN CN 00 OO

Оо оо(М оо ©о—*©

Ю ООО

ТГЮЮЮ OtNCN С*

Оо а> оо —

— OtN

„ т ю и S ю

О’о’оЪ"

Iq О S

•U

TS VO

А ч о 55

А

Ч

OS 53

Iq

Sa а ж о

As

О CL

COtNiOO Ю СО Ю CD

OOOO.(OlOSllO 00 00 00 00

О о

Io оо

СО CN ^ ^t" —’

О’о’о’оо

(N Ю СО Ю О — СО —

О — о — -

О OO

Ю Ю, г,

О о

CL

О ю

"" CN

Ю

Ь — о

IcT

ЮСО

Оо оо

А

Coco о"о"

СО СО

Ff СО

СО CN

О*о"

Со со.

Ю Ю OO CN (N — -

Ю О OO со ю

Со со ю о

- — СО CN OO — -

OO OO OO OO

Tfff

СО СО со СО

-J^OO СО — SJ1 (N ^t"

Ffff CN СО —СО

S

S

О. С

<

СО

Л Л йй

О"©*©"©"

Включенных в табл. 15) являются наименее легированными и обеспечи­вают прокаливаемость в несколько больших сечениях (до 20—25 мм в масле), чем соответствующие углеро­дистые стали. Хром не оказывает сильного влияния на разупрочнение прн отпуске, однако он увеличивает склонность стали к отпускной хруп» кости. Поэтому изделия из этих ста­лей после высокого отпуска следует охлаждать в масле или воде, недопу­стимо охлаждение после отпуска с печью. Легирование хромом не уве­личивает склонности к росту зерна аустенита. Однако с целью получе­ния мелкозернистой стали в инх вво­дят ванадий (40ХФ), который, нахо­дясь в карбидах, препятствует росту зерна, а при отпуске задерживает разупрочнение. Поэтому для получе­ния одинаковой прочности сталь 40ХФ при улучшении необходимо от­пустить на 30—50 0C выше, чем сталь 40Х. Это имеет большое значение для более полного снятия остаточных на­пряжений в изделиях и повышения нх предела усталости.

Значительные преимущества име­ют хромистые стали, упрочненные ни­тридами: 35Х2АФ и 40Х2АФЕ. Эти стали мелкозернистые (зерно № 10— 12), глубокопрокаливающиеся, имеют высокие механические свойства (рис. 93) как после закалки и низкого от­пуска (200 °С), так и после улучше­ния (отпуск 600—650 °С). Такие свой­ства обусловлены легированием ста­лей азотом и нитридообразующими элементами—ванадием и алюминием (см. гл. IX, п. 2). Для улучшения об­рабатываемости резанием стали леги­руют селеном (40Х2АФЕ).

Марганцовистые стали (30Г2, 35Г2, 40Г2, 45Г2, 50Г2) имеют не­сколько большую прокаливаемость, чем хромистые. Однако марганец усиливает склонность зерна к росту, поэтому эти стали чувствительны к перегреву и могут иметь пониженную ударную вязкость, особенно при отри­цательных температурах. Эти стали можно применять при обработке ТВЧ и для изделий, несущих небольшие ударные нагрузки.

Хромомарганцевые стали (25ХГТ,


ЗОХГТ, 40ХГТ, 35ХГФ и др.) обладают повышенной устойчивостью пе­реохлажденного аустенита и соответственно прокаливаемостыо (до 40 мм). С целью получения мелкозернистой структуры в ряд сталей вводят небольшие добавки титана (0,03—0,09%). Легирование ванади­ем (сталь 35ХГФ) также позволяет получить мелкозернистую структуру и повысить температуру отпуска на заданную твердость. Сталь 35ХГФ обеспечивает замену хромоникелевой стали 40ХН и применяется, как и другие стали этой группы, для машиностроительных деталей ответ­ственного назначения (валы, шатуны, шестеренки и т. д.).

Рис. 93. Механические свойства стали 35Х2АФ в зависимости от температуры от­пуска (В. И. Сырейщикова, Л. М. Панфилова, Э. П. Подольская и др.)

Рис. 94. Механические свойства стали ЗОХГСА в зависимости от температуры от­пуска (В. И. Сырейщикова, Л. М. Панфилова, Э. П. Подольская)

Хромокремнистые и хромокремнемарганцовистые стали (ЗЗХС, 38ХС, 25ХГСА, ЗОХГСА, 35ХГСА и др.) обладают высокой прочностью и умеренной вязкостью. Широкое распространение (особенно в авиа­строении) получили стали типа ЗОХГСА (хромансиль), обладающие хо­рошей свариваемостью. Хромансили применяют после закалки и низ­кого отпуска или после улучшения (отпуск 520—540 °С). Изменение свойств стали ЗОХГСА приведено на рис. 94. Недостатком сталей хро­мансиль является относительно небольшая прокаливаемость (до 25— 40 мм) сильная склонность к отпускной хрупкости I и II рода, склон­ность к обезуглероживанию (последнему способствует кремний).

Хромомолибденовые стали (ЗОХМ, 35ХМ, 38ХМ, ЗОХЗМФ, 40ХМФА и др.), обладая хорошей прокаливаемостью, имеют высокий комплекс механических свойств и мало склонны к отпускной хрупкости благодаря молибдену. Особенностью хромомолибденовых сталей является способ­ность сохранять высокие механические свойства при повышенных тем­пературах. Сталь ЗОХЗМФ имеет прокаливаемость и свойства, подобные таковым хромоникелевой стали 30ХН2МА. Благодаря ванадию сталь ЗОХЗМФ является мелкозернистой.

На рис. 95 приведена зависимость механических свойств стали ЗОХЗМФ от температуры отпуска. Сталь имеет высокие механические свойства при низком отпуске ~ 200 "С (ств= 1700 МПа, и KCU= = 0,6 МДж/м3). С повышением температуры отпуска вплоть до 5000C ударная вязкость не изменяется, а начиная с температуры 550 "С и вы­ше резко возрастает. Так, при отпуске на 550 0C сталь ЗОХЗМФ имеет следующие свойства: 0,= 13ОО МПа, сгт=1200 МПа, 6=13 %, г|) = 60 %, KCU= 1,0 МДж/м2, что значительно превышает гарантируемые свойст­ва после контрольной обработки. Стали, подобные ЗОХЗМФ, в последнее

Время находят применение во многих странах для изготовления наибо­лее ответственных изделий сечением до 80—100 мм (коленчатые валы, тяжелонагруженные оси, баллоны высокого давления и т. д.).

Хромоникелевые и хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) ста­ли (20ХНЗА, 20Х2НЧА, 40ХН, ЗОХНЗА и др., 20ХН2М, 30ХН2М, 38Х2Н2МА, 40ХН2МА, 38XH3MA, 18Х2Н4МА и др.) являются наибо­лее качественными, нх применяют для изготовления самых ответствен­ных крупных изделий (сечением порядка 100—1000 мм). Уникальные свойства хромоникелевых и хромоникельмолибденовых сталей достига­ются вследствие их чрезвы­чайно высокой прокаливае­мости и наибольшей вяз­кости.

Высокая прокаливае­мость сталей обусловлена сильным совместным влия­нием хрома и никеля или хрома, никеля и молибдена на повышение устойчивости аустенита. Диаграммы ус­тойчивости переохлажденно­го аустенита таких сталей относятся к типу, изобра­женному на рис. 49, в. По­этому такие стали закали­вают в больших сечениях, обеспечивая после закалки в масле получение мартен­сита и нижнего бейнита в центре крупных изделий. В сечениях до 80—100 мм некоторые стали обеспечивают получение таких структур н при охлаждении на воздухе.

Высокая вязкость сталей обусловлена прежде всего влиянием нике­ля на параметры, характеризующие склонность к хрупкому и вязкому разрушениям. Ранее отмечалось, что никель является элементом, кото­рый понижает порог хладноломкости а-железа (см. рис. 22). Это ка­чество никеля ярко проявляется в улучшаемых конструкционных ста­лях. Большинство исследователей считают, что чем выше содержание никеля, тем ниже порог хладноломкости закаленной и высокоотпущен- ной стали. Ниже приведены данные (В. А. Делле) о влиянии никеля на ударную вязкость KCU, МДж/м2, при отрицательных температурах стали с 0,28 % С, 1,6 % Cr, 0,4 % Mo, закаленной и отпущенной на одинаковую твердость (HB «225):

Температура, 0C.

+20

—75

—125

—150

—180

Без никеля. . .

1,59

0,79

0,65

0,18

0,08

1,65…………………….

1,46

1,27

0,85

0,45

0,23

3,0………………………

1,46

1,32

1,09

0,78

0,47

4,0………………………

1,41

1,26

1,09

0,86

0,70

Стали с 3—4 % Ni имеют наибольший температурный запас вяз­кости. К ним относятся стали 20ХНЗА, ЗОХНЗА, 18Х2Н4МА, 38XH3MA.

200 JoO HOO 5о0 SOO Температура отпуска,"С

Рис. 95. Механические свойства стали ЗОХЗМФ в зависимости от температуры от­пуска (В. И. Сырейщикова, JI. М. Панфи­лова, Э. П. Подольская и др.)

Однако хромоникелевые стали имеют существенный недостаток: они сильно склонны к обратимой отпускной хрупкости. Молибден и вольфрам значительно ослабляют склонность к развитию отпускной хрупкости, поэтому хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) стали практически лишены этого недостатка. Молибден и вольфрам взаимоза­меняемы в таких сталях, последние могут изготовляться с полной или частичной заменой молибдена на вольфрам нз расчета: одна часть мо­либдена заменяется тремя частями вольфрама. Так, хромоникельволь-

JipaMOBbie сталн должны (,одержать: 38XH3BA 0,5—0,8 % W; 12Х2Н4ВА,8—1,2 % W и т. д. Стали с молибденом и вольфрамом равноценны по свойствам, в том числе и по склонности к отпускной хрупкости.

На рис. 96 приведена зависимость механических свойств стали 18Х2Н4МА от температуры отпуска. После улучшения сталь имеет вы­сокий комплекс механических свойств (при Ca=IOOO МПа, 6=18%,


200 300 ЧОО 500 BOO 700 Температура отпуска, 0C

-40

Рис. 96. Механические свойства стали 18Х2Н4МА в зависимости от температуры от­пуска (А. П. Гуляев, О. Н. Мещерикова, В. Н. Зикеев и др.):

1, 2 — развые плавки в пределах марочного состава

Рис. 97. Влияние содержания никеля иа тем­пературу перехода Г» Cr-Ni—Mo-V стали с содержанием хрома, %:


"ф=70 %, KCU= 1,6 МДж/м2). Эта сталь применяется и как цементуе­мая (см. гл. XV, п. 1).

Дефицит никеля заставляет искать пути снижения его количества в улучшаемой стали при сохранении вязких свойств. Для Cr—Ni-Mo стали с 0,22—0,28 % С показано (А. А. Астафьев), что при содержании 2 % Cr и 2 % Ni и быстром охлаждении от температур высокого отпус­ка достигается такая же температура перехода (рис. 97, а) из вязкого в хрупкое состояние, как и для классических хромоникелевых сталей с 1,0—1,5 % С и 3,0—4,0 % Ni; стали с пониженным содержанием никеля (2%) менее склонны к обратимой отпускной хрупкости (рис. 97,б). При рациональном ла ировании хромоникелевых сталей (2 % Cr и 2 % Ni) сохраняется достаточно высокая прокаливаемость, позволяющая ис­пользовать их для изделий больших сечений.

Хромоиикельмолибдечовые (вольфрамовые) стали иногда содержат ванадий (38ХНЗМФА, 45ХН2МФА, 30Х2НМФА и др.), что обеспечива­ет их мелкозернистость и повышает устойчивость против отпуска.

Хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) стали являются наи­лучшими из всех известных конструкционных машиностроительных ста­лей. В последнее время разработаны конструкционные высокопроч­ные низкоуглеродистые стали мартеиситного класса, имеющие хорошее сочетание характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости. К таким сталям относится предложенная Ю. А. Башниным с сотруд­никами сталь 15ХЗГЗМФ, имеющая после закалки (920 °С, масло) и отпуска (200 °С), такие свойства: Cb= 1300—1400 МПа, а0,2=980— 1070 МПа, 1)5 = 57—60 %, 6=12—14%, KCU=0,87—1,1 МДж/м2.

СТАЛИ ДЛЯ ХОЛОДНОЙ ШТАМПОВКИ

В машиностроении большое, число деталей и изделий изго­тавливают из листовой стали методом холодной штампов­ки, при этом происходит весьма сложная глубокая вытяж­ка металл. Такая штамповка наиболее широко применяется в автомобилестроении; около 50 % массы легкового авто­мобиля составляют детали, изготовленные этим методом. Глубокая вытяжка листовой стали применяется также при изготовлении консервных банок, эмалированной посуды и многих бытовых и промышленных изделий.

Стали для холодной штамповки должны обеспечивать высокую штампуемость при изготовлении деталей сложной формы и высокое качество поверхности для последующего нанесения покрытия. Для некоторых деталей (например, крыльев, дверей, капота и других не несущих деталей ку­зова автомобиля) прочность готовых изделий не имеет су­щественного значения. В этом случае применяют мягкие низкоуглеродистые нестареющие холоднокатаные стали. Для ряда других деталей (например, лонжеронов, стоек корпуса, дисков колес и других несущих нагрузку частей автомобиля) требуется повышенная прочность изделий. Для этих целей наиболее перспективны двухфазные ферри — то-мартенситные стали.

УГЛЕРОДИСТЫЕ КАЧЕСТВЕННЫЕ СТАЛИ

В машиностроении находят применение для изготовления деталей и изделий, чаще всего неответственного назначения, дешевые углеродистые качественные стали.

1. Влияние углерода на свойства стали

Свойства углеродистых сталей определяются содержанием углерода и применяемой обработкой. Горячекатаные, нор­мализованные и отожженные стали имеют феррито-перлит — ную структуру. С увеличением содержания углерода коли­чество перлита возрастает и при —0,8 %С сталь имеет пол­ностью перлитную структуру. В заэвтектоидной стали наряду с перлитом появляется избыточный цементит. Увели­чение содержания углерода (перлита) приводит к росту прочности и падению пластичности и вязкости феррито — перлитной стали (рис. 80), при этом порог хладноломкос­ти существенно повышается (рис. 81).

Структура закаленной стали зависит от содержания углерода и температуры нагрева под закалку. Углерод, рас­творенный при нагреве под закалку в аустените, будет по­нижать температурный интервал мартенситного превраще­ния (рис. 82). При содержании в аустените более 0,5 % С температуры окончания мартенситного превращения Mk будет ниже комнатной температуры, вследствие чего пос­ле закалки в стали наряду с мартенситом присутствует ос­таточный аустенит. Количество растворённого в аустените углерода будет определять тетрагональность и твердость мартенсита, а также количество остаточного аустенита. Следовательно, твердость закаленной стали будет бпреде — ляться перечисленными факторами (рис. 83).

Так, в углеродистой закаленной стали до содержания — 0,6% С твердость возрастает пропорционально его со-

153

Держанию в стали, дальнейшее увеличение углерода до 0,8 % приводит к замедлению темпа прироста твердости,, так как появляется остаточный аустенит," а при содержа­нии углерода больше эвтектоидного твердость стали воз­растает мало, лишь за счет появления избыточного цемен­тита (при закалке от температур выше Aci).

Закалка заэвтектоидной стали от температуры выше Ac3 приводит к сильному увеличению количества остаточ­ного аустенита и падению твердости. Легирование относи-


На механические свойства углеродистых смесн (А. П. Гуляев)

НВ. МПа б!,MПа 3000 VlZO О

ZOOO

IOOO

О О,Z 0,6 1,0 1,4 Z,

Рнс. 80. Влияние содержания углерода сталей со структурой феррнто-карбндной

Ц, Дж ZOO

150 100 50 О

7

- (

Г

If

J

F у

- /

/ /s"————

.-Jk

-W I I

-150-100-50 О 50 100 150 tucn°0

Рнс. 81. Изменение порога хладнолом­кости и энергии разрушения (U) под влиянием содержания углерода для сталей со структурой феррито-карбнд-. ной смесн (Д. Рейнболт): содержание С, %: / — 0,11; 2 — 0,20; 3—0,31; 4 — 0,41; 5 — 0,49; 6 — 0,60; 7 — 0,69; S — 0,80


Тельно мало повышает твердость мартенсита, однако спо­собствует увеличению остаточного аустенита, что так же, как и перегрев заэвтектоидной углеродистой стали, приво­дит при определенном содержании углерода к уменьшению твердости стали.

Основным недостатком углеродистой стали является малая устойчивость переохлажденного аустенита, а отсюда и низкая прокаливаемость. Критический диаметр при за­калке в воду (мартенситная структура) для различных уг­леродистых сталей составляет от 10 до 20 мм и увеличива­ется в указанных пределах при повышении содержания уг­лерода от 0,3 до 0,6 %.

В углеродистых сталях уже в сечениях около 40 мм да­же при закалке в воду в центре протекает феррито-перлит — ное превращение. Малая прокаливаемость обусловливает и низкую закаливаемость углеродистой стали. Чем меньше содержание углерода, тем меньше закаливаемость.

0,2 0,110,6 О, В 1,0 С,%

Требуемые свойства достигаются при последующем от­пуске стали. На рис. 84 показано изменение механических свойств закаленной углеродистой стали 40 при отпуске на разные температуры. С повышением температуры отпуска прочностные характеристики непрерывно уменьшаются, а пластичность и вязкость стали увеличиваются. По таким

T,С

600

-

\

400

Vv

200

Х4»—

\

О

Ч

AVV

-200

I

I I

_

Fe 0,4 O.S 1,2 1,6 С, % (по массе]

Рнс. 82. Влияние содержания углерода на температуру начала AT н н конца Mk мартенситного превращения

If, 6t,6„j,HB,

Рнс. 83. Зависимость твердости закаленной стали от содержания углерода и ле­гирования стали:

1 — легированный мартенсит; 2 — углеродистый мартенсит; 3 — мартенсит с остаточным аустеннтом

Рнс. 84. Механические свой­ства стали 40 в зависимо­сти от температуры отпуска. Отметки на левой шкале — свойства после закалки, на правой — после отжига

(А. П. Гуляев)

%

~ мпа

‘ МПа

62,5

- 1200

-5000

-

50,0

- 1000

- WOO

- \

V

37,5

- 800

-3000

-

25,0

- 600

- 2000

-

F^XNv/4

Й1 НВ_

12,5 О

- WO _ 200

-1000 о

VS

I ! I

TL

300 WO 500 ООО 7О0 TOTfl ° С %

1

Диаграммам выбирают режим термической обработки (улучшения), обеспечивающий необходимый для той или иной детали комплекс механических свойств. Подобные диаграммы построены для широко распространенных угле­родистых и легированных сталей и приводятся в справоч­ной литературе.

2. Марки сталей и их свойства

В машиностроении применяют углеродистые качественные стали, поставляемые по ГОСТ 1050—74. Кроме того, ис­пользуют углеродистые стали обыкновенного качества по> ГОСТ 380—71.

Качественными углеродистыми сталями могут быть ста­ли марок 08, 10, 15, 20, 25, …, 75, 80, 85. К углеродистым сталям относят также стали с повышенным содержанием, марганца (0,7—1,0%) марок: 15Г, 20Г, 25Г, …, 65Г, имею­щих повышенную прокаливаемость (критический диаметр до 25—30 мм).

В табл. 13 приведены гарантируемые механические свой­ства после нормализации некоторых углеродистых качест­венных сталей.

Таблица 13. Гарантируемые механические свойства углеродистых, качественных сталей

Механические свойства, ие менее

Марка

Содержание

Стали

Углерода, %

Ctjj, МПа

V МПа

В. %

Ч>. %

Кои+30-

МДж/м2

08

0,05—0,01

330

200

33

60

10

0,07-0,14

340

210

31

55

____

15

0,12—0,19

380

230

27

55

____

20

0,17—0,24

420

250

25

55

____

30

0,27—0,35

500

300

21

50

0,8

40

0,37—0,45

580

340

19

45

0,6

50

0,47—0,55

640

380

14

40

0,4

60

0,57—0,65

690

410

12

35

70

0,67-0,75

730

430

9

30

— ..

Приведенные гарантируемые механические свойства служат для контроля металлургического качества отдель­ных плавок, так как механические свойства в изделиях ма­шиностроения будут определяться применяемой термичес­кой обработкой, ее режимами и сечением деталей. Низкоу^- леродистые стали марок 08, 08кп, 08пс относятся к мягким сталям, применяемым чаще всего в отожженном состоянии для изготовления деталей и изделий методом холодной штамповки — глубокой вытяжки (см. гл. XIII, п. 2). Стали марок 10, 15, 20 и 25 обычно используют как цементуемый — (см. гл. XV, п. 1), а высокоуглеродистые стали 60, 65, 70,. 75, 80 и 85 в основном употребляют для изготовления пру­жин, рессор, высокопрочной проволоки и других изделии с высокой упругостью и износостойкостью (см. гл. XVIII, п. 1). Среднеуглеродистые стали 30, 35, 40, 45, 50 и анало­гичные стали с повышенным содержанием марганца ЗОГ, 40Г, 50Г применяют для изготовления самых разнообраз­ных деталей машин. При этом в зависимости от условий ра­боты деталей применяют различные виды термической обра­ботки: нормализацию, улучшение, закалку с низким отпус­ком, закалку ТВЧ и др.

Ниже приведены механические свойства наиболее ти­пичных сталей после нормализации (числитель) и закалки с отпуском (знаменатель). Для каждой стали выбрана та­кая температура отпуска, при которой временное сопротив­ление улучшенной стали равно временному сопротивлению нормализационной стали (для сталей 25 и 35 /Отп=700°С, для стали 45 650°, для стали 55 620 0C).


TOC \o "1-3" \h \z Сталь………………………………………… 25

Ов, МПа………………………. 460/460

От, МПа……………………………… 240/280

Б, %…………………………………….. 27/30

35 45 . 55

550/550 660/660 " 750/750

280/330 340/380 380/440

22/25 17/22 12/17


Приведенные данные показывают, что при одинаковом временном сопротивлении нормализованной и улучшенной стали другие свойства (предел текучести, относительное удлинение) заметно выше после закалки и высокого отпус­ка вследствие получения более дисперсной структуры. За­калка с отпуском обеспечивает и более высокую ударную вязкость и хладостойкость, чем нормализация.

Механические свойства каждой стали могут изменяться в широком диапазоне в зависимости от режима термичес­кой обработки, и для каждой конкретной детали, условий ее эксплуатации должен быть выбран оптимальный комп­лекс механических свойств и соответствующая обработка.

Достоинством углеродистых сталей является их деше­визна, доступность из-за отсутствия в составе дефицитных легирующих элементов, хорошая технологичность при тер­мической обработке и обработке резанием, малая склон­ность к отпускной хрупкости и др. Однако из-за малой прокаливаемости углеродистые стали не обеспечивают не­обходимых требований по свойствам в деталях сечением более 10—20 мм, они также непригодны для применения в ответственных деталях любых сечений, где требуются по­вышенные механические свойства и целый ряд других спе­циальных свойств.

4. Высокопрочные стали

Высокая прочность (ат=450—750 МПа) низколегирован­ных строительных сталей должна сочетаться с малой склон­ностью к хрупким разрушениям. Как отмечалось ранее, од­новременное повышение прочности и снижение хладнолом­кости является весьма сложной проблемой.. Решение ее осуществляется несколькими путями: карбонитридным уп­рочнением сталей, термической обработкой, контролируе­мой прокаткой, созданием малоперлитных и бейнитных ста­лей.

Карбонитридное упрочнение сталей представляет собой способ воздействия на структуру и свойства сталей посред­ством образования упрочняющих дисперсных карбонитрид — ных фаз при легировании стали ванадием и ниобием (ино­гда дополнительно алюминием и титаном) в сочетании с повышенным содержанием азота (до 0,030 %).

Главными факторами карбонитридного упрочнения яв­ляются: собственно дисперсионное упрочнение, измельчение аустенитного и действительного зерна стали, а при опре­деленной технологии — образование субзеренной структу­ры. Вследствие этого стали с карбонитридным упрочнени­ем обладают наивысшей прочностью и наименьшей темпе­ратурой перехода из вязкого в хрупкое состояние.

Рассмотренные выше стали повышенной прочности, 15ГФ, 15Г2СФ и 10Г2Б также относятся к сталям с карбо­нитридным упрочнением, поскольку упрочняющими фазами в них являются карбиды ванадия и ниобия, в которых часть атомов углерода замещена азотом за счет остаточного азо­та в стали (0,005—0,008 %).

Таблица И. Состав и механические свойства высокопрочных

Содержание основных

Марка стали

С

Sl

Mn

N

14Г2АФ * 16Г2АФ * 18Г2АФпс* 12Г2СМФ 12ГН2МФАЮ

0,12—0,18 0,14—0,20 0,18—0,22 0,09—0,15 0,09—0,16

0,3-0,6 0,3-0,6 0,4-0,7 0,4-0,7 0,4—0,6

1,2—1,6 1,3—1,7 1,3—1,7 1,3—1,7 0,9—1,3

0,015—0,025 0,015—0,025 0,015—0,030 Ост.

0,02—0,03

* Стали могут содержать повышенное содержание меди (0,15—0,25 %), тогда упрочнение.

Введение в сталь повышенного содержания азота (до 0,030%) приводит к образованию комплексных фаз — карбонитридов: V(С, 1N) и Nb (С, N), а также нитридов AlN. Стали с азотом и карбидообразующими элементами об­ладают значительно более высокими механическими свой­ствами. /

10*

147

В табл. 11 приведены данные о составе и свойствах ос­новных высокопрочных сталей с карбонитридным упроч­нением. Наиболее широкое применение из них нашла сталь 16Г2АФ. Нормализация этой стали обеспечивает получение мелкого зерна, вследствие чего сталь имеет по сравнению с другими строительными сталями (ВСтЗсп, 09Г2С и др.) наивысшую прочность и наименьшую температуру перехо­да из вязкого в хрупкое состояние (рис. 78).

Бт, мпа T50, к

Ч 6 8 10 12 П 16 1,0 1,4 1,8 2,2 2,6 3,0

Размер зерна D»^ Lnd»/Z

Рнс. 78. Зависимость предела текучести <ТТ и температуры перехода Tso от раз­мера зерна углеродистой стали СтЗ (I), низколегированной 09Г2С (2) и стали 16Г2АФ (3, 4) с карбоннтрндным упрочнением; 3 — лабораторная; 4 — промыш­ленная плавка (Л. И. Гладштейн)

Сталей с карбонитридным упрочнением

Влементов, %

FfB I "т

В. %

KCU1 МДж/м8 при t, 0C

Состояние поставки**

V

Другие элементы

МПа

—40

—70

0.07-0,12,

0,08—0,14

0,08—0,15

0,07-0,15

0,05—0,10

0,15—0,25Мо

1,4—l,7Ni 0,15—0,25Мо 0,05—0,10А1

550 600 600 700 700

400 450 450 600 600

20 20 19 14 14

0,4 0,4 0,4 0,35

0,3 0,3 0,3

0,3

H H

H или ТУ ТУ ТУ

 

В обозначении марки добавляется буква «Д». ** H — нормализация, ТУ —термо-

В стали 16Г2АФ упрочнение сочетается с понижением порога хладноломкости благодаря получению зерна разме­ром 10—20 мкм (№ 9—11), тогда как в обычной низколе­гированной стали типа 14Г2 зерно имеет размер 60—80 мкм (№ 5—6) — рис. 79. Отличительной особенностью сталей с карбонитридным упрочнением является то, что их механи­ческие свойства мало зависят от сечения проката. Более вы­сокую прочность (ат<600 МПа) имеет сложнолегирован-

Рис. 79. Действительное зерно низколегированной стали 14Г2 (а) и стали с карбонитридным упрочнением 16Г2АФ (б), Х200 (А. В. Рудченко)

Ная сталь 12Г2СМФ и ее хладостойкая модификация — сталь 12ГН2МФАЮ. Эти стали обладают высоким комп­лексом механических свойств после термического улучше­ния (закалка и высокий отпуск).

Стали с карбонитридным упрочнением применяют для изготовления наиболее ответственных сварных металлокон­струкций, эксплуатируемых в обычных климатических ус­ловиях, а также в сооружениях северного исполнения, экс­плуатируемых в районах с температурой ниже —40°С. Так, сталь 16Г2АФ широко применяется при сооружении мощ­ных металлургических агрегатов (доменных печей, конвер­теров ит. п.), железнодорожных и автомобильных мостов, труб магистральных газопроводов, телемачт, резервуаров нефтехранилищ и других ответственных сооружений.

Достигаемая при этом экономия металла в сравнении с его расходом на конструкции из обычной низколегирован­ной стали типа 10Г2С1 и 14Г2 составляет 15—30%, а по сравнению с конструкциями из углеродистой стали СтЗ— около 30—50 %.

Малоперлитные стали имеют пониженное содержание углерода (до 0,10%), что приводит к уменьшению количе­ства перлита в стали, а следовательно, к повышению удар­ной вязкости и пластичности, снижению порога хладнолом­кости и улучшению свариваемости. При этом снижение прочностных характеристик компенсируется введением в ¦сталь карбонитридообразующих элементов — ванадия, нио­бия, азота и алюминия. Следовательно, малоперлитные ста­ли являются разновидностью сталей с карбонитридным уп­рочнением при пониженном в них содержании углерода. В СССР разработана малоперлитная сталь 09Г2ФБ, содер­жащая 0,04—0,08 % V, 0,02—0,05 % Nb и до 0,015 % N. Та­кая сталь имеет мелкозернистую структуру феррита с дис­персными карбонитридами ванадия и ниобия и небольшим количеством перлита (до 5—10%)- Оптимальная структу­ра стали и высокие механические свойства достигаются после контролируемой прокатки.

Контролируемая прокатка — разновидность термомеха­нической обработки, она представляет собой обработку ме­талла давлением, регламентируемую определенной темпе­ратурой окончания прокатки ( — 800—850°С) и заданной степенью обжатия (15—20%) в последних пропусках.

Контролируемая прокатка позволяет получить опти­мальное сочетание прочности и вязкости при использова­нии сталей с карбонитридным упрочнением. Карбонитриды тормозят процессы возврата и рекристаллизации после про­катки, что обеспечивает получение мелкого зерна стали, хорошо развитой субзеренной структуры и дисперсионного упрочнения. Применение контролируемой прокатки исклю­чает последующую термическую обработку.

Малоперлитная сталь 09Г2ФБ после контролируемой прокатки обеспечивает следующие механические свойства: Ов>560 МПа, От^460 МПа, КСи~15°с =0,9 МДж/м2; KCU_60°C =0,6 МДж/м2. Такую сталь используют для из­готовления магистральных газопроводных труб северного исполнения. Применение контролируемой прокатки эффек­тивно и для других сталей с карбонитридным упрочнением.

Низкоуглеродистые бейнитные стали благодаря легиро­ванию имеют такую устойчивость переохлажденного аусте­нита, которая обеспечивает после контролируемой прокатки превращения аустенита с образованием продуктов про­межуточного превращения — игольчатого феррита. Типич­ным представителем таких сталей является сталь 08Г2МФБ (СО,08% С, -1,6% Mn; -0,2% Mo, -0,06 % V и -0,05% Nb).

Дополнительно к механизмам упрочнения, действую­щим в сталях с карбонитридным упрочнением после конт­ролируемой прокатки, в низкоуглеродистых бейнитных ста­лях имеется повышенная плотность дислокаций (деформа­ционное упрочнение). Сталь 08Г2МФБ со структурой игольчатого феррита и малоуглеродистого бейнита после контролируемой прокатки обеспечивает 600 МПа, >470 МПа, 6>20%, KCU-1S°G=0,9 МДж/м2, KCU-60°g= 0,65 МДж/м2.

Сталь 08Г2МФБ также предназначена для изготовления газопроводных труб.

В СССР задача создания высокопрочных и хладостой­ких сталей и их эффективного использования в строитель­стве решена благодаря применению сталей с карбонитрид­ным упрочнением, легированных недефицитным для нашей страны ванадием в сочетании с азотом и алюминием.

5. Арматурные стали

Арматурная сталь в виде стержней, гладких и периодичес­кого профиля, применяется для армирования железобетон­ных конструкций. Последние бывают ненапряженными и предварительно напряженными. Арматурные стержни в предварительно напряженной железобетонной конструкции работают на растяжение и испытывают большие нагрузки. В зависимости от напряжений применяют сталь разных классов прочности. Арматурные стали горячекатаные по­ставляют по ГОСТ 5781—82, а термомеханически и терми­чески упрочненные — по ГОСТ 10884—81.

В табл. 12 приведены гарантируемые механические свой­ства для семи классов арматурных сталей и рекомендуемые в каждом классе стали и их обработка.

Стали классов Al, AII и AIII используют для ненапря­женных конструкций, а более высокопрочные стали клас­сов AIV и выше применяют для армирования предваритель­но напряженного железобетона. Горячекатаные стали удо­влетворяют требованиям классов от AI до AV. По мере увеличения класса прочности возрастает степень легирова­ния сталей.

На металлургических заводах СССР в процессе производства ста­ли широко применяется термическое упрочнение арматуры. Технология термоупрочнения подобна технологии термоупрочиення е ирокатиого нагрева сталей для строительных металлоконструкций. Термическое упрочнение стержневой арматуры проводят на выходе стержня из про­катной клети. На специальных устройствах осуществляется прерванное охлаждение, обеспечивающее самоотпуск стали. Применяемая техио-

Т те

«я

SjB

Sg

АО О

0 о id о ° S PQ к

CB. H

~ S

S о

•a Sr

R

<я а

1

S о S I ах Ею

Со

Е

U =S

Е в

S а

=S V

.9

T — u

X 3 a о. >. fr­ee S о. я

X 3 о. о f о X

А

S а

Cf S

Ч

XO

Рекомендуемая сталь

Термомеханически н термически уп­рочненное состоя­ние

ИУоо

О

(-hSO(-H(_ U OgOOO о

T I — „-о « .

I I а (N (N <N..<N S

О сCjO..«и..UMOU

«Я Ю 55 U (J (J U о U о I-H IN ^^ЮООООООООСО

ИИсмсмсмсчсмсмсмсмсмсм

Горячекатаное состояние

ВСтЗсп;

ВСтЗпс;

ВСтЗкп;

СтЗсп, СтЗпс,

СтЗкп

ВСтЗсп,

ВСтЗпс, 18Г2С, 10ГТ

35ГС; 25Г2С 80С; 20X2ГЦ 23Х2Г2Т

Испытание на нзгнб в холодном состоянии

Диаметр оп­равки (d— диаметр стержня)

S а "в iO^a <3-

- СО СО С^Ю (S ю ю ю, ю_

Град

А g ® о 22 Ss ю ю

А

ЕО

О-

I I I CN gcN g g Ч

«О

Ю от ^ STi^ St^ S S S

H С

МПа

240

300

400 (450) 600 (600) 800 (800)

(1000)

(1200)

D С

380

500

600 (600) 900 (800) 1050 (1000)

(1200)

(1400)

Класс стали

A-I

A-II

A-III A-IV A-V

A-VI A-VII

Логия позволяет использовать эффект высокотемпературной термоме­ханической обработкиВ результате термоупрочнения получается мелкозернистая структура с дисперсной феррито-карбидной смесью, что обеспечивает требуемую прочность в сочетании с высокими характерис­тиками пластичности (в том числе равномерного удлинения). Термиче­ское упрочнение позволяет повысить на один-два класса прочности уро­вень свойств определенной стали по сравнению с горячекатаным со­стоянием, что обеспечивает экономию легирующих элементов и снижение себестоимости арматуры. Благодаря термическому упрочнению бы­ли созданы арматурные стали классов AVI и AVII. Высокопрочная ар­матурная сталь может подвергаться коррозионному растрескиванию под напряжением. Для повышения сопротивления этому явлению применя­ют индукционный нагрев для получения высокоотпущенного состояния в поверхностных слоях арматурных стержней, а также используют ста­ли с высокой устойчивостью против коррозионного растрескивания в высокопрочном состоянии (20ХГС2).

Термическое упрочнение арматурной стали позволяет получить эко­номию металла в среднем на 22 %.

Часть МАШИНОСТРОИТЕЛЬНЫЕ Пятая СТАЛИ

К машиностроительным относят конструк­ционные стали, предназначенные для изго­товления различных деталей машин, ме­ханизмов и отдельных видов изделий.

В машиностроении потребляется около 40 % от произ­водства в стране стали, и по числу марок машиностроитель­ные стали являются самыми многочисленными. В зависи­мости от условий эксплуатации, а они в отдельных машинах и механизмах сильно различаются, требования к ста­лям будут неодинаковыми. Однако к конструкционным ма­шиностроительным сталям предъявляется и целый ряд об­щих требований, основными из которых являются: высокая конструктивная прочность, определяемая оптимальным со­четанием прочности, вязкости и пластичности, необходимые технологические свойства — хорошая обрабатываемость давлением, резанием и свариваемость, малая склонность к образованию трещин, короблению, обезуглероживанию при термической обработке, а также иногда и специальные свойства: износостойкость, теплоустойчивость, определен­ные физические свойства и т. д. Существует несколько приз­наков классификации машиностроительных сталей: по составу (углеродистые, легированные), по обработке (улуч­шаемые, нормализуемые, цементуемые, азотируемые, мар — тенситно-стареющие и т. д.), по назначению (пружинные, шарикоподшипниковые, криогенные и т. п.). Ниже рассмат­риваются отдельные группы машиностроительных сталей по указанным признакам.

НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ

К низколегированным строительным сталям относятся низкоуглеродистые свари­ваемые стали, содержащие недорогие и не­дефицитные легирующие элементы (обыч­но до 2,5%) и обладающие повышеннойпроч- ностьюипониженнойсклонностьюкхрупким разрушениям по сравнению с углероди­стыми сталями.

Применение низколегированных сталей в строительстве вместо углеродистых позволяет уменьшить массу строитель­ных конструкций, получить значительную экономию метал­ла (до 50—80%), повысить надежность конструкций, осо­бенно уменьшить их склонность к хрупким разрушениям, а также решить целый ряд других задач. Производство низ­колегированных строительных сталей особенно сильно воз­росло в послевоенные годы (с 1955 по 1970 г.) в 17 раз. В настоящее время оно достигает 13 % от общего производ­ства стали. При этом более половины производства низко­легированных сталей используют в капитальном строитель­стве, другую часть их потребляют на изготовление труб ма­гистральных газопроводов, металлоконструкций машин и механизмов, в судостроении и других отраслях народного хозяйства.

В последнее время достигнуты очень высокие показате­ли механических и эксплуатационных свойств этих сталей.

К низколегированным строительным сталям предъявля­ется комплекс различных требований. Главными из них являются повышенная и высокая прочность (основной по­казатель — предел текучести) и малая склонность к хруп­ким разрушениям (низкий порог хладноломкости). Эти ста­ли должны также иметь хорошую свариваемость, обраба­тываемость резанием, формоизменяемость и т. п. Посколь­ку легированная сталь дороже углеродистой, то экономия от применения низколегированных сталей вследствие по­вышения прочности должна перекрывать дополнительные затраты на их производство и обработку.

Как правило, прокат из низколегированных сталей ис­пользуется потребителем в состоянии поставки, а при изго­товлении металлоконструкций он подвергается лишь резке, гибке и сварке. Поэтому необходимые требования к стали достигаются в процессе металлургического производства, а, именно: изменением химического состава стали, технологии выплавки и прокатки, а в ряде случаев и режима терми­ческой обработки проката. Во многих случаях низколегиро­ванные стали не подвергают упрочняющей специальной термической обработке, а поставляют горячекатаными (ино­гда нормализованными).

9*

131

Рассмотрим влияние легирования на основные характе­ристики стали — прочность и склонность к хрупким разру­шениям.

1. Упрочнение феррито-перлитных сталей при легировании

Предел текучести стали определяется уравнением Холла— Петча о?=Gi-\-Kyd-1I*1. а,- в феррито-перлитных сталях ха­рактеризуется напряжением трения решетки а-железа Оо, твердорастворным упрочнением Датр, упрочнением за счет образования перлита Дстп, деформационным упрочнением Аад, дисперсионным упрочнением Аад. у. Произведение Kyd-1’2 представляет собой зернограничное упрочнение Aa3-

Влияние перечисленных механизмов упрочнения на пре­дел текучести стали линейно аддитивно, т. е. может быть просуммировано. Поэтому предел текучести феррито-пер — литной стали можно рассматривать как сумму следующих компонент:

Доля вклада отдельных факторов упрочнения в общий предел текучести неодинакова. Рассмотрим влияние леги­рования стали на указанные компоненты упрочнения.

Напряжение трения решетки а-железа (ао) определяет: ся напряжением Пайерлса — Набарро. Как указывалось, ao=2G-10~4 [уравнение (3)] и его значение для железа теоретически равно 17 МПа. Экспериментально полученные для железа значения ао=30—40 МПа.

Упрочнение а-твердого раствора при легировании мо­жет быть просуммировано по уравнению (5):

П

Д(ТТР = 2 ki Ci-, I=I

Если известны коэффициенты упрочнения феррита от­дельными легирующими элементами (ki) и их концент­рация в феррите (Ci). Значения ki приведены в гл. IV, п. 4. Установление значений C1- затруднено, так как они мо­гут отличаться от концентрации легирующего элемента в стали.

В феррито-перлитных сталях свойства легированного феррита су­щественно предопределяют уровень их механических свойств. Можно приблизительно считать, что такие некарбидообразующие элементы, как Si, Ni, Р, целиком входят в состав феррита. Медь мало растворима в феррите и образует самостоятельную фазу. В феррите горячекатаных сталей (нормализованных), как показывают опытные данные, обычно — растворено —0,01—0,02 % (C+N). Остальное количество углерода и азота связано в цементит и специальные карбиды и нитриды. Из числа карбидообразующих элементов (Mn, Cr, Mo, Nb, V, Ti) практически целиком связаны в специальные карбиды Nb, V и Ti. Нитридообразую — щий элемент Al обычно полностью связан в нитриды и неметаллические включения. Молибден и хром входят в состав карбидной фазы и частич­но растворены в феррите. Относительно слабый карбидообразующий элемент марганец самостоятельных карбидов в стали не образует и фактически целиком растворен в феррите.

Следовательно, в низколегированных феррито-перлитных сталях Mn, Si, Ni и P целиком растворены в феррите, V, Nb, Ti и Al пол­ностью входят в состав карбонитридной фазы, а Cr и Mo распределе­ны между ферритом и карбидами. Учитывая невысокую концентрацию Cr и Mo в низколегированных сталях и малые значения их коэффи­циентов упрочнения, влиянием этих элементов на прочность феррита можно пренебречь.

Таким образом, основными легирующими элементами, определяю­щими твердорастворное упрочнение феррито-перлитных сталей, являют­ся Mn, Si, Ni и Р.

Упрочнение за счет перлита Acrn определяется содержа­нием перлитной составляющей в структуре стали и ее дис­персностью, т. е. зависит от состава стали, устойчивости переохлажденного аустенита и скорости охлаждения из аус­тенитного состояния. Легирующие элементы (Mn, Cr, Ni, Mo и др.) увеличивают устойчивость переохлажденного аус­тенита, вследствие чего при охлаждении после горячей про­катки (или в процессе нормализации) будут образовывать­ся более низкотемпературные продукты распада аустенита. Как правило феррито-перлитная структура стали сохраня­ется, но в ней несколько увеличивается количество перлит­ной составляющей вследствие образования псевдоперлита (перлит с содержанием углерода меньше эвтектоидного). В ряде сталей возможно образование продуктов распада по верхней части промежуточной области. Сильные карби — дообразователи (Nb, V, Ti и др.) будут повышать устойчи­вость аустенита, если они растворены в аустените, в том случае, когда эти элементы связаны с карбонитридной фа­зой, устойчивость аустенита будет уменьшаться вследствие их зародышевого влияния на распад аустенита и связыва­ния части углерода в специальные карбиды. Последнее при-’ ведет к некоторому уменьшению количества перлита в структуре стали. Однако основным элементом, определяю­щим количество перлита, является углерод. Вклад перлит­ной составляющей в предел текучести стали с ферритной основой учитывают путем умножения эмпирического коэф­фициента на процент перлита. Для низколегированных ста­лей справедлива формула:

Affn = 2,4 П, (26)

Где Я — перлитная составляющая в объеме стали, %т 2,4— эмпирический коэффициент, его размерность — МПа/%П.

Деформационное упрочнение А(ТД, или упрочнение в ре­зультате повышения плотности дислокаций, как известно, определяется зависимостью

Дсхд — CrnGfcp172, (27)

Где а — коэффициент, зависящий от характера взаимодей­ствия дислокаций при деформационном упрочнении: т —- ориентационный множитель.

Для а-железа т=2,75, а произведение am«0,5; G— модуль сдвига железа (G=84000 МПа); Ъ — вектор Бюр- герса железа (6 = 0,25 нм); р — плотность дислокаций.

Значения Д(Тд становятся суще­ственными при р>IO10CM-2 (Аод> >100 МПа), т. е. когда сталь за­метно наклепана в результате за­калки или холодной деформации или когда не полностью прошли процессы рекристаллизации после горячей пластической деформации.

Рис. 71. Схема взаимодей­ствия дислокаций с дис­персными частицами по »ie— ханизму Орована:

А — прогиб дислокационной! линии между частицами; б — дислокационные петли’ вокруг частиц

В феррито-перлитных горячека­таных (нормализованных) сталях значения р = IO8—IO9 см-2, при этом Аад=10—30 МПа, т. е. невелико и им можно пренебречь.

Дисперсионное упрочнение Аод. у, или упрочнение дис­персными частицами карбидов и нитридов в стали, описы­вается механизмом Орована. Согласно этой модели, дисло­кации при движении будут удерживаться на частицах до тех пор, пока прилагаемое напряжение не будет достаточ­ным для того, чтобы линия дислокаций изогнулась и про­шла между частицами, оставив около них дислокационную петлю. Отдельные стадии этого процесса представлены на рис. 71, а взаимодействия, дислокаций с выделениями кар­

Бидов — на рис. 72. Упрочнение по Оровану определяется уравнением

А(Тд. у = 0,85m (Gb/2n%) Ф In (Х/2 Ь), (28)

Где т, G, b — те же параметры, что и в уравнении (27); К — среднее расстояние между центрами частиц: Ф — коэф­фициент, характеризующий тип взаимодействующих с час­тицами дислокаций. Для винтовой дислокации Ф=1; для краевой Ф=(1—v)-1 (v — коэффициент Пуассона, для ста­ли v=0,33), для смешанной Ф=—fl — J 5—V для стали

Ф=1,25; 0,85 — статистический коэффициент.

Анализ уравнения (28) показывает, что дисперсионное упрочнение зависит лишь от расстояния между частицами X, так как все остальные параметры для всех сталей с фер — ритной основой постоянны (m=2,75; G = 84000 МПа; Ь — = 0,25 нм; Ф=1,25). После подстановки этих значений в уравнение (28) оно принимает вид, удобный для оценки дисперсионного упрочнения сталей:

АОд. у = (9,8- IO3ZK) In 2Х (МПа при X в нм). (29)

Концентрация дисперсных частиц в стали обычно харак­теризуется объемной долей /, которая связана со средним диаметром частиц D и межчастичным расстоянием X соот­ношением:

TOC \o "1-3" \h \z F = (л/6)(D/X)\ (30)

Отсюда межчастичное расстояние, определяющее дис­персионное упрочнение:

X = D (N(6f)1/2. (31)

Подстановка выражения (31) в (29) позволяет опреде­лить дисперсионное упрочнение сталей в зависимости от объемной доли и размера частиц, МПа

ACTjty = 13. IO3In ^ 1,5-pj (32)

Выражено в нм, f — доля.

В формулах (28), (29) и (32) не фигурируют параметры, характеризу­ющие свойства частиц карбонитридов, т. е. на первый взгляд природа частиц упрочняющей фазы не влияет на свойства стали, а все опреде­ляется концентрацией и размером частиц упрочняющей фазы. В дей­ствительности параметры Я и D непосредственно зависят от природы выделяющейся фазы, режима термической обработки и содержания ле­гирующего элемента в стали. Так, при одинаковом содержании в низ­колегированных сталях Nb, V и Ti их объемная доля близка, но размер^ частиц карбида NbC будет минимальным, а карбида TiC — максималь­ным. Поэтому параметр к будет возрастать от стали с ниобием к стали с ванадием и затем к стали с титаном, а упрочнение, согласно урав­нениям (28) и (29), будет уменьшаться в той же последовательности. В этом примере природа упрочняющей фазы проявилась в размере ча­стиц упрочняющей фазы и связанным с ней значением межчастичного расстояния, являющегося главным фактором упрочнения.

Зависимость дисперсионного упрочнения стали от взаи­мосвязанных между собой параметров X, D и f может быть изображена номограммой (рис. 73). Верхняя часть номо­граммы построена по уравнению (29), а нижняя — по урав­нению (30). Номограмма позволяет определить дисперси­онное упрочнение при известных % и D или f и D. Обычно f, D и X могут быть определены методами количественной (стереометрической) металлографии.

Дисперсионное упрочнение низколегированных строи­тельных сталей наблюдается при легировании стали Nb, V, Ti, Al, N, образующими в стали дисперсные карбиды, нитриды и карбонитриды этих элементов: NbC1 NbN, Nb (С, N); VC, YN, V(C, N); TiC, TiN, Ti (С, N), AIN, а также их комплексные соединения типа (V, Nb) С; (V, Nb)N, (V, Nb) (С, N) и т. п.

700 600 500 400 JOO ZOO JOO

• &бд.у, МЛа



50 ВО 80 100 ZOO 300 500 700 1000 2000 3000 5000 7000

Рис. 73. Номограмма для определения дисперсионного упрочнения стали Д<Тд у по данным о межчастичиом расстоянии?., диаметру D и объемной доле f упрочня­ющих фаз:

0,1

0,01

100 200 300400500 700 1000 ZaOO 3000 5000 7000 10000

Л, нм

А — графическое изображение уравнения (29); б —то же, уравиевия (30)

Зернограничное упрочнение определяется размером дей­ствительного зерна феррита d:

Ao3 = K7CT1’2. (33)

Для феррито-перлитных низкоуглеродистых сталей значе­ние /Cy находится в пределах 0,57—0,73 МПа-(1,8- 2,3 кг/мм3/2).

Балл зерна

A6j, Mna 8 10 72 14 W

Рис. 74. Номогранна для определения зериограиичного упрочнения Aasno диаметру зерна d при разных значениях

На рис. 74 приведена графическая зависимость зерно-1 граничного упрочнения от размеров зерна феррита для раз­ных значений Ky в указанных пределах. Размер зерна феррита зависит от размера аустенитного зерна и наличия дисперсных карбонитридных фаз (см. гл. VIII, п. 3). В CTai лях с карбидо — и нитридообразующими элементами при пе-

\ъ1

Реходе через критическую точку Ac3 в структуре стали име­ются соответствующие карбиды и нитриды, что уже при­водит к образованию более мелкого зерна аустенита, так как указанные фазы могут оказывать зародышевое влияние при образовании новых зерен аустенита. Карбиды и нит­риды тормозят рост зерна аустенита при дальнейшем его нагреве, вплоть до температур растворения этих фаз в аус­тените. Нерастворенные карбиды и нитриды, а также эти же фазы, выделившиеся из аустенита перед началом у-*-а- превращения, являются зародышевыми центрами образо-

Рис. 75. Субструктура стали 09Г2Ф после контролируемой прокатки, X2000

Вания новых зерен феррита. Все это приводит к тому, что в сталях с дисперсными упрочняющими фазами достигает­ся заметное измельчение зерна феррита, следовательно, дисперсионное упрочнение косвенно обусловливает допол­нительное зернограничное упрочнение.

Таким образом, легирование, приводящее к дисперсион­ному упрочнению, будет увеличивать и зернограничное уп­рочнение, т. е. получение мелкозернистой и дисперсноупроч — ненной стали достигается одним и тем же путем — полу­чением в структуре дисперсных карбонитридных фаз ванадия, ниобия и титана.

В днсперсноупрочненных сталях при определенных режимах обра­ботки (контролируемая прокатка, термомехаиическая обработка) об­разуется субзеренная структура, представляющая собой участки внутри зерна феррита, отделенные один от другого дислокационными малоуг­ловыми границами (-рис. 75). Хорошо развитая субзерениая структура вызовет субструктурное упрочнение, определяемое для феррито-перлитных сталей цо уравнению

BOc-kct-1, : (34) где I — размер субзерен; kc—коэффициент, характеризующий строение субзеренных границ (для феррито-перлитных сталей ?С=1.5Ж XlO"4 МПа-м).

При развитой субзеренной структуре зернограничное упрочнение по уравнению (33) не учитывается, а учитывается субструктурное упрочне­ние по уравнению (31).

Оценка предела текучести низколегированных феррито — перлитных сталей показала, что ориентировочно доля от­дельных компонентов упрочнения в общем пределе текуче­сти сталей может быть представлена данными табл. 8.

Таблица 8. Характеристика предела текучести низколегированных феррито-перлитиых сталей


Компоненты

Упрочнении

Напряжение тре­ния Oo

Легирование а-твердого рас­твора AorT-P

Перлит Aan

Деформационное упрочнение

Дисперсионное упрочнение Аоц. у

Зернограничное упрочнение Aa3 (или субструк­турное упрочнение

Расчетная формула упрочнении

Ориентиро-Ц вочная доля компоненты упрочнения в пределе текучести1, %

Легирующие

Элементы, увеличиваю­щие данную компоненту упрочнения

CT0 = IG’ 10—4

(3)

5—10

Дсгт. р = SKiCi

I=l

(5)

25—40

Mn, Si, Nir P

Acrn = 2,4- % П

(26)

5—15

G, Mn, Niri Cr, Mo

Асгд = ccmG&p1’2

(27)

3—5

А(Гд. у = 0,85m X

20-25

V, Nb, Ti

X (GbIIn1K) In (Я/26)

(28)

(Al, N-B нитридах)-

Aa3 = Kyd-1/2 (Дсс = Kc/-1)

(33)

(34)

30-40

V, rNb, Ti ‘ (Al, N-B нитридах)


1<тт = ffO + А<ттр + Дап + Дад + Аад. у + Afr8 Cuib Дас>-

Основными факторами упрочнения феррито-перлитных сталей являются твердорастворное и зернограничное уп­рочнение. Как правило, доля других компонентов упрочне­ния не превышает в сумме 20 %, т. е. они не вносят суще­ственного вклада в предел текучести низколегированной; стали. На практике наиболее целесообразно использовать-’ дисперсионное упрочнение, так как карбонитридные фазы,’

Вызывают упрочнение не только вследствие собственного вклада, но и косвенного воздействия на зернограничное упрочнение вследствие измельчения зерна.

2. Склонность стали к хрупким разрушениям

Увеличение предела текучести стали обычно сопровождает­ся повышением склонности стали к хрупкому разрушению!(температуры перехода из вязкого в хрупкое состояние Тщ>). Однако каждый из механизмов упрочнения, повыша­ющих предел текучести стали А(гт, оказывает различное влияние на изменение температуры перехода (порога хлад­ноломкости) ATw. Установлено, что все компоненты упроч­нения, кроме измельчения зерна, приводят к охрупчиванию стали, т. е. росту Tnp. Каждый из механизмов упрочнения, приводящий к охруячиванию стали, повышает Tnp на раз­ную величину (+АТ’пр). Для i-той компоненты упрочнения коэффициент охрупчивания при упрочнении

Щ = ATnp./А(гт.. (35)

Единственным механизмом упрочнения, который наряду с ростом А(Тт обеспечивает снижение Tnр (—ATnp), являет­ся механизм зернограничного упрочнения. Следовательно, для компонент упрочнения А(тТр, Aon, А(тд и А(тд. у коэффи­циент п имеет знак «плюс», а для Acr3—знак «минус». Численные зна­чения коэффициента охрупчивания п для каждой компоненты упрочне­ния будут различны.

Для феррито-перлитных низколе­гированных сталей на основе специ­альных экспериментов и статистиче­ской обработки результатов много­численных исследований были уста­новлены ориентировочные (сравни­тельные) значения коэффициента охрупчивания. Эти значения можно изобразить графически в виде удель­ных векторов охрупчивания (рис. 76). На каждый 1 МПа прироста Асгт указано изменение ATnp в гра­дусах. Числа у каждого вектора представляют собой численные зна­чения п в °С/МПа.

Рис. 76. Удельные векторы охрупчивания при разных механизмах упрочнения IM. И. Гольдштейи)

Можно оценить относительный вклад различных механиз­мов упрочнения в изменение температуры перехода:

Где То—температура перехода, определенная без учета влияния компонент упрочнения.

Из выражения (35) ATnpi = щАоти а с учетом числен­ных значений коэффициента /г (см. рис. 76) уравнение (36)’ для феррито-перлитных сталей примет вид

Tiw = T0 + (0,4 0,6) Acttp + 0,9Дстп + 0,4Астд +

-f — 0,ЗАстд у — 0,7 р Act3, (37)

Где AOi — представлено в МПа.

По уравнению (37) невозможно определить Tbp данной стали, так как неизвестно значение T0, в которое входят другие неучтенные факторы (примеси, неметаллические * включения, металлургическое качество и др.). Однако по этому уравнению можно оценить, в каком направлении и ориентировочно насколько достигнутое упрочнение повлия­ет на температуру перехода.

Необходимо еще раз подчеркнуть, что только зерногра­ничное упрочнение позволяет уменьшить склонность стали к хрупким разрушениям. Все остальные механизмы упроч­нения увеличивают ее. Только уменьшением размера зерна стали можно компенсировать отрицательное влияние всех других механизмов на температуру перехода стали из вяз­кого в хрупкое состояние (порог хладноломкости). Более того, сильным измельчением зерна можно «перекрыть» эф­фект охрупчивания других механизмов и достигнуть на ста­ли упрочнения, сопровождающегося улучшением хладостой — кости.

Как следует из рис. 76 и уравнения (37), наиболее силь­ное охрупчивание стали достигается при повышении доли перлита в структуре (прежде всего при увеличении содер­жания углерода в стали). Собственно дисперсионное уп­рочнение вызывает наименьшее охрупчивание по сравне­нию с другими «охрупчивающими» механизмами упрочне­ния, а учитывая, что карбонитридные частицы обеспечивают получение мелкозернистой стали, дисперсионное упроч­нение феррито-перлитных сталей следует считать наиболее рациональным. На принципе сочетания дисперсионного уп­рочнения и измельчения зерна базируются стали с карбони — тридным упрочнением, обладающие наиболее высокой проч­ностью и хладостойкостью.

Влияние отдельных механизмов упрочнения на предел текучести стали и изменение температуры перехода сталей 15Г, 15ГФ и 16Г2АФ иллюстрирует векторная диаграмма на рис. 77[15]. Сталь 15Г не содержит карбонитридных фаз, по­этому в ней не происходит дисперсионное упрочнение и связанное с ним измельчение зерна. Эта сталь имеет невы­сокий предел текучести (~270 МПа) при относительно крупном зерне (№ 4—5), которое не компенсирует охруп­чивания, происходящего в результате легирования феррита

Рнс. 77. Векторная диаграмма, показывающая влияние отдельных ком­понентов упрочнения иа изменение предела текучести и температуры перехода сталей 15Г, 15ГФ н 16Г2АФ (М. И. Гольдштейи)

И наличия перлита в стали. Предел текучести стали 15ГФ заметно выше (~370 МПа) вследствие наличия карбидов ванадия, обусловливающих дисперсионное упрочнение и связанное с ним измельчение зерна (№,6—7). Однако та­кое уменьшение размера зерна позволяет лишь сохранить порог хладноломкости на уровне стали 15Г. И только в стали 16Г2АФ, содержащей карбонитриды ванадия и нит­риды алюминия, наблюдается значительное измельчение зерна (№ 8—9), что позволяет при высоком пределе теку­чести стали (450—500 МПа) не только скомпенсировать охрупчивающее влияние такого упрочнения, но и понизить температуры перехода. Следовательно, в сталях с карбонцт — ридным упрочнением высокая прочность сочетается с ма­лой склонностью к хрупким разрушениям, т. е. низкой тем­пературой перехода из вязкого в хрупкое состояние.

3. Стали повышенной прочности

Как правило, строительные стали повышенной прочности (ат=^400 МПа) поставляют в горячекатаном состоянии с феррито-перлитной структурой. Химический состав сталей и нормы механических свойств для проката различных ви­дов и сечений определяются ГОСТ 19281—73 и ГОСТ 19282—73.

Основными легирующими элементами в этих сталях являются недорогие и доступные марганец, кремний, а в стали ряда марок дополнительно хром, ванадий, ниобий, титан, медь, фосфор.

В табл. 9 приведены основные данные о составе и га­рантируемых свойствах некоторых наиболее типичных ста­лей повышенной прочности.

Стали ряда марок можно получать с добавкой меди {0,15—0,30 %) для повышения стойкости к атмосферной коррозии. В этом случае стали обозначают 09Г2Д, 09Г2СД, 15ГФД, 15Г2СФД, 10Г2БД, а их механические свойства со­ответствуют данным, приведенным в табл. 10 для соответ­ствующих сталей без меди.

Низколегированные стали повышенной прочности име­ют предел текучести в 1,25—1,6 раза выше, чем заменяемая сталь ВСтЗсп, для указанных сталей гарантируется удар­ная вязкость при температуре —40°С, а для некоторых и при —70 0C (для стали ВСтЗсп ударная вязкость гаранти­руется только при —20 °С). Все это позволяет при замене углеродистой стали низколегированными сталями повышен­ной прочности получить экономию металла, облегчить мас­су металлоконструкций на 15—30% и обеспечить надеж­ную эксплуатацию их при более низких температурах.

Упрочнение рассматриваемых сталей при легировании достигается вследствие повышения устойчивости аустенита и получения более дисперсных продуктов распада аустени­та на феррито-карбидную смесь.

В сталях, легированных марганцем и кремнием (09Г2С, 17ГС), преоб­ладает твердорастворное упрочнение. Эта же компонента существенна и в сталях 15ХСНД и ЮХНДП. Упрочнение за счет количества перли­та в сталях, содержащих до 0,18—0,20% С (14Г2, 17ГС), составляет заметно большую долю, чем в сталях с низким содержанием углерода <0,12 % (09Г2, ЮГ2С1 и т. п.), однако это приводит к тому, что для низколегированных сталей (с малым содержанием перлита) гарантиру-


Со о

Со о"

Г?

Г I

О СО

Ю СО

О

СО

Ю со

Ю со

О со

О со

О

СО

Я

О"

СО

О"

СО

О

Ю CS


Я

—. — со а IN и


О 53

О со со

8

Со

О

-SP

Со

О

О

Tf

Со

О

OO CS

О

Щ

Со

S

СО


® ® Ж

IO OO CTl

О

OO

Tf

S 8

Ю ю

О

CN

Ю

TP Tf Tf


(-—3

UZO

Cft CD Tl -

Tn

¦О 2

Ю о

А,<

(Nin

> о

> CS

Jz

OO со

Го"®"

1

ЮсО t^. оо

—о о

OO — -

OO

CN

О

Ю о

Ю о

А et

Со со CS ООО


Со

1

Со

О

Ci

OOt^-COCOlOCNt^CDt^ ——- 0"

Illll

О СП СО СЧ Tf

СО CN


Со t^ со

® Ii t ^ t N 4

О — 1O

0 00 OO (N —I —

1 F f

Tf CS СЧ

00 о"

S3 Cf

О

V

Й л 2 н

S и

О о

(N (N CS

О о о 1

SV

А>сл

Я.

S5 <э

« V Sb.

Si

О Л ?

It Sg

К

О.

А»

«

Б

О"

- о

О

О °

VVV-


2 Th

О [_

Е

U

Ю

CJ ? ?

8 §

У [_

О

О *

О ю

CS CN

T — fa

Ю о

3

И

Ю

S S

A и

«а а

#

В

8,2 кп

5% .

Ж

X

S

О

О

<N


Ется ударная вязкость при температурах —40 и —70 cC1 тогда как для сталей с более высоким содержанием углерода ударная вязкость нор­мируется лишь при —40°С. В сталях с ванадием и ниобием (15ГФ, 15Г2СФ и 10Г2Б), кроме того, наблюдается дисперсионное упрочнение н упрочнение вследствие измельчения зерна в результате образования дисперсных карбидов VC и NbC.

Механические свойства сталей повышеииой прочности сильно зави­сят от толщины проката. Так, гарантируемые значения предела текуче­сти стали 09Г2С следующим образом убывают с увеличением сечения проката:

Толщина про­ката, мм. . 4 5—9 10—20 21—32 33—60 61—80 Более 80 От, МПа (не

Менее) … 350 350 330 310 290 280 270

Иногда стали повышенной прочности применяют в нормализован­ном состоянии. Нормализация приводит к большей стабильности меха­нических свойств, улучшению характеристик пластичности, ударной вяз­кости и хладостойкости по сравнению с горячекатаным состоянием. При этом прочностные характеристики практически не измениются.

Стали повышенной прочности могут подвергаться термоулучшению (закалке с высоким отпуском). Термоулучшение низколегированных ста­лей отличается от термоупрочнения низкоуглеродистых сталей тем, что, как правило, закалка стали проводится со специального, а не с прокат­ного нагрева. И самое главное, что в процессе охлаждения стали из аустенитного состояния протекают промежуточное и мартеиситиое пре­вращения. После закалки обязательно проводят высокий отпуск. В ре­зультате такой обработки сталь имеет дисперсную сорбитную структуру.

145

Гарантируемые механические свойства лястового проката после термоулучшения приведены в табл. 10.

Таблица 10. Механические сиойства (не менее) низколегированных сталей повышеииой прочности после термоулучшеиия

Марка стали

Толщина проката,

MM

<тв," МПа

Ош, МПа г

В, %

KGU. при

-40

1Дж/м«. t, 0C

—70

14Т2

10—32

540

400

18

0,4

0,3

10Г2С1

10—40

540

400

19

0,5

0,3

09Г2С

10—32

500

370

19

0,5

0,3

33—60

460

320

21

0,5

0,3

15Г2СФ

10—32

600

450

17

0,4

0,3

Сравнение гарантируемых механических свойств для сталей одних и тех же марок в горячекатаном (табл. 9) и термоулучшенном состоя­ниях (табл. 10) показывают, что закалка с высоким отпуском низколе­гированных сталей повышает их прочность до 20—25 % и обеспечивает увеличение уровня и гарантию ударной вязкости при температурах ие только —40, но и при —70 °С. Сталь 15Г2СФ после термоулучшения может быть отнесена к сталям высокой прочности.

10—970