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