НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ | Металлолом

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 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