Особенности

Классификация сталей по структурному признаку и степени легирования. Влияния легирующих элементов на процессы структурообразования и свойства сталей.

Комбинированное или ступенчатое старение.

Для регулирования структурного состояния сталей и сплавов часто используют комбинированные режимы обработки, например, пластическую деформацию пересыщенного твердого раствора и последующее старение, что позволяет сократить время старения и достигнуть свойств, которые не получаются при традиционных режимах старения (т.е. закалка + старение).

Комбинация низко- и высокотемпературного старения (НТС+ВТС) используется для сплавов, в которых наблюдается естественное старение (т.е. процесс при +20⁰С). Исследованиями установлено, что если такие сплавы вначале подвергнуть естественному старению, а затем старению при повышенных температурах (+100⁰С и выше, а в сплавах типа “нимоник” старение проводят при 650-700⁰С) - искусственному старению, то эффект упрочнения существенно выше. Сущность явления заключается в том, что в пересыщенном твердом растворе при естественном старении возникает повышенная плотность зародышей вторичной фазы, если они способны к росту при более высокой температуре (при искусственном старении - и не происходит возврата), то образуется более дисперсная вторичная фаза, по сравнению с искусственным старением сразу после закалки

Литература:

1.Металловедение и термическая обработка стали. Справочник в 3-х томах. Изд.3, под ред.Бернштейна М.Л.. Том 3- Основы термической обработки., глава Старение с.-178-196

2.Бабич В.К., Гуль Ю.П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали.М, Металлургия, 1972

3.Чуистов К.В. Старение металлических сплавов. К. Наукова думка, 1985)

4. Скаков Ю.А. Современное состояние теории старения металлических сплавов.\Металловедение и термическая обработка металлов.-1967.№ 5.-С.26-40

По степени легирования стали делятся на три группы:

- низколегированные (суммарное содержание легирующих элементов до 2,5%);

-среднелегированные (суммарное содержание легирующих элементов от 2,5% до 10%);

-высоколегированные (суммарное содержание легирующих элементов свыше 10%).

В зависимости от структуры, которую стали приобретают после нормализации, они подразделяются на следующие структурные группы или классы (классификация по Голикову И.Н. Дендритная ликвация стали. Металлургиздат. 1958):

- ферритный класс, в который входят стали, сохраняющие при всех температурах структуру a-раствора, т.е. феррита. Эти стали содержат большое количество легирующих элементов, ограничивающих область g-железа (например, хрома при низком содержании углерода). Примером таких сталей служат стали Х27; ОХ13; Х17Ю5 и др.;

- феррито-мартенситный класс составляют стали, в которых при нагреве протекает частичное a®g превращение. При закалке этих сталей в структуре появляются участки мартенсита и феррита, полная фазовая перекристаллизация при термообработке в этих сталях невозможна. Легирующие элементы в этих сталях несколько расширяют температурную область g-фазы. Примером таких сталей служат стали 1Х13; 1Х12ВНМФ, 1Х11МФ и др.;

- мартенситный класс составляют стали, дающие при нагреве выше критической точки А_С3 полное a®g превращение. При полном отжиге стали этого класса могут давать структуру, состоящую из мартенсита и троостита закалки. Примером таких сталей служат перлитные, перлито-мартенситные и мартенситные стали типа 2-4Х13; 1Х8ВФ, ВКС-1; СП-28 и др.;

-аустенитный класс, к которому относятся стали, сохраняющие при всех температурах структуру g-раствора, т.е. аустенит. Эти стали содержат в своем составе большое количество легирующих элементов, например, марганца и никеля, расширяющих g-область железа и делающих аустенит весьма устойчивым. Стали аустенитного класса при холодной обработке легко поддаются наклепу, при котором аустенит превращается в мартенсит. Примером таких сталей служат стали 1Х14Н16Б (ЭИ694); 4Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481); 13Н5А и др.;

- аустенито-мартенситный класс содержит стали, дающие частичное g®a превращение при низких температурах. Примером таких сталей служат стали Х15Н9Ю (ЭИ904) и др.;

- аустенито-ферритный класс, к нему относятся стали, в которых a- и g- фазы сохраняются при всех температурах. Примером таких сталей служат нержавеющие стали с титаном, например, 1Х18Н9Т; 1Х21Н5Т и др.

Еще одним признаком структурной классификации сталей может служить процесс растворения при нагреве и выделение при охлаждении карбидной фазы в стали. По этому признаку легированные стали подразделяют на: доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные, ледебуритные (карбидные) и дисперсионно твердеющие.

В практике производства железоуглеродсодержащих сплавов наиболее часто использую простые решения, позволяющие повысить прочность металла, в т.ч. и закаленной стали, которые связаны с повышением содержания таких сильных упрочнителей металла как углерод, азот и кремний.

Углерод. Известно, что прочность мартенсита определяется содержанием углерода в твердом растворе, а его вязкость - микроструктурой, которая зависит не только от химического состава, но и от режима термической обработки.

Известно, что повышение содержания углерода в стали свыше 0,4% приводит к снижению технологической пластичности стали, повышению количества остаточного аустенита, снижению трещиностойкости и т.д. Так, например, повышение содержания углерода в стали с 5% хрома (0,25%, 0,35%, 0,4%С) после закалки и отпуска при 300⁰ привело к значительному снижению ударной вязкости (3,0, 2,0 и 0,4 кГм/см² соответственно) при повышении критической температуры хрупкости.

Известно также, что упрочнение поликристаллов, вызванное внедрением атомов углерода, базируется на теории Набарро, в соответствии с которой предел прочности на сдвиг(t_с) зависит от концентрации углерода(С). В соответствии с выражением t_c=Ge²C (e-искажение решетки, G-модуль сдвига) прочность порядка G/300 может быть достигнута при 0,35% углерода. В технической литературе отмечается, что предел упругости инструментальных сталей сильно снижается при увеличении концентрации углерода в мартенсите (>0,5%). При этом пороговым содержанием углерода в свариваемых сталях (чаще всего в штрипсовых сталях) считается уровень ~0,09%. При более высоком содержании углерода в свариваемых конструкционных сталях в зоне термического влияния металл обладает низкой ударной вязкостью, что объясняется образованием сегрегаций (прежде всего по марганцу) при протекании перитектической реакции и последующем затвердевании из жидкого состояния;

Марганец является наиболее широко распространенным в природе легирующим элементом, который применяется также в качестве раскислителя и для десульфурации высококачественных сталей. Марганец увеличивают степень упрочнения твердого раствора и снижают разупрочнение при отпуске. Он способен увеличивать устойчивость аустенита к распаду и повышать прокаливаемость стали (при этом 1% марганца действует аналогично 4% никеля). При увеличении его содержания в стали до 2% монотонно повышает предел прочности, но предел текучести имеет тенденцию к повышению только до содержания 1,5%, при дальнейшем повышении концентрации марганца происходит уменьшение значений предела текучести. Считается, что для получения в нормализованной конструкционной стали предела текучести не менее 450 Н/мм² соотношение С (%)+Mn (%)/10 должно быть в пределах 0,27 - 0,29. Ударная вязкость снижается при увеличении концентрации и особенно интенсивно при содержании Mn выше 1,5%. Повышение содержания марганца приводит к измельчению зерна феррита и увеличению доли упрочняющей фазы, а при концентрации свыше 1,7% происходит образование мелкозернистого бейнита и островкового мартенсита. В малоуглеродистых низколегированных сталях при содержании марганца 2% доля упрочняющей фазы не превышает 40%. Недостатком марганца является его способность существенно увеличивать рост аустенитного зерна при нагреве до высоких температур;

Кремний широко распространен в природе и применяется в качестве легирующего элемента (например, в электротехнических сталях до 4%) и в качестве раскислителя в виде ферросилиция. При концентрации свыше ≈0,8% кремний в сталях способствует процессу графитизации углерода (достаточно интенсивно уже при температурах свыше 500⁰С, эта особенность Si как графитизирующего элемента, используется при изготовлении графитизированных сталей). Кремний упрочняет феррит, повышает предел упругости (пропорциональности) и задерживает разупрочнение стали при отпуске, придает сталям жаропрочность и антикоррозионные свойства, увеличивает электросопротивление. Оптимальное содержание кремния в штрипсовых сталях 0,15 - 0,35%, способствует образованию крупнозернистого полигонального феррита. Считается, что при повышении его содержания уменьшается растворимость карбонитридов Nb, что способствует их более интенсивному выпадению в аустените и снижению за счет этого прочности стали при повышении порога хладноломкости. К недостаткам этого легирующего элемента можно отнести снижение пластичности сталей (деформация при пониженных температурах кремнистых сталей приводит к расслоению металла) и способность к развитию отпускной хрупкости. К недостаткам кремнистых сталей (³0,6-0,8%Si) относят также опасность образования неметаллических включений, снижающую усталостную прочность высокопрочных сталей, а также повышенную склонность к обезуглероживанию при нагревах, пониженную мартенситную прокаливаемость, ускорение перестаривания и т.д.

Никель редко встречается в природе, обладает рядом специфических свойств, что обусловливает его использование в качестве легирующего элемента при производстве высококачественных сталей. Никель расширяет g-область железа, повышает температуру критической точки А₄ и снижает температуру точки А₃. При увеличении концентрации никеля в стали петля гистерезиса приобретает более крутую форму. Никель повышает пластичность и прочность сталей, увеличивает прокаливаемость и ударную вязкость металла. При содержании никеля 25-26% сталь теряет магнитные свойства. Никель часто применяют в сталях совместно с хромом. При повышении содержания никеля в малоуглеродистых сталях происходит рост прочностных характеристик, измельчение зерна феррита и увеличение доли упрочняющей фазы. Но при содержании никеля свыше 0,5 - 0,6% происходит уменьшение ударной вязкости, при снижении порога хладноломкости (Т₅₀⁰С). Особенно это проявляется в том случае, когда при термообработке конструкционных сталей замена перлита на бейнит и островковый мартенсит происходит с образованием крупных колоний упрочняющей фазы в пределах исходного аустенитного зерна, т. е. при наличии разнозернистого аустенита в конце прокатки или при аустенитизации. При мелкозернистом бейните снижения ударной вязкости не происходит. В сталях с содержанием до 0,9% Ni сохраняется Ф+П структура, а с повышением его концентрации появляются продукты промежуточного превращения. Повышение содержания никеля выше 2% приводит к резкому снижению температуры М_Н, что неблагоприятно сказывается на свариваемости стали. Никель повышает прокаливаемость стали и снижает критическую температуру хрупкости. Но при повышении его содержания свыше 2% он снижает температуру начала мартенситного превращения, что повышает уровень остаточного аустенита. Никель также может использоваться вместе с кремнием для графитизации углерода в сталях.

Медь повышает устойчивость аустенита, увеличивает прокаливаемость и закаливаемость стали, коррозионную стойкость малоуглеродистых сталей на воздухе.Легирование стали медью понижает критическую точку А_С3 (примерно на 10⁰С на каждый процент меди). Добавка меди увеличивает прокаливаемость стали с 0,3% С в той же степени, что и аналогичное количество никеля. Однако в отличие от никеля медь повышает температуру распада мартенсита, т.е. задерживает разупрочнение при отпуске. Известно. что медь увеличивает также усталостную прочность стали при содержании ее до 1,3%.

Медь применяют в специальных сталях в качестве графитизирующего элементы.При повышении ее содержания до 0,6% приводит к повышению предела прочности при практически неизменном уровне предела текучести, а ударная вязкость при этом уменьшается, но особенно резко при содержании меди выше 0,3%. Порог хладноломкости стали с содержанием меди до 0,6% практически не изменяется, как и размер зерна феррита при концентрации меди до 0,5%, но доля упрочняющей фазы при этом увеличивается примерно в два раза. В сталях с медью за счет дисперсионного упрочнения прирост прочности феррита достигает до 248 Н/мм² на 1% меди. Медь целесообразно использовать при комплексном легировании стали. Так в медьниобиевых сталях плато максимальной твердости после старения шире, а скорость перестаривания меньше, чем для стали, содержащей только медь. Использование в качестве легирующих элементов Cu, Mo и В позволяет существенно снизить температуру критических точек (А_r). А в Ф+П сталях медь замедляет рост частиц вторичной фазы (может вводиться в сталь вместо Mo). Поэтому этот элемент целесообразно вводить в толстолистовую сталь, которая подвергается неоднократным технологическим нагревам с медленным охлаждением. Медь повышает коррозионную стойкость сталей в различных средах, в том числе и содержащих H₂S. Стали с медью после закалки и отпуска обладают повышенным сопротивлением многоцикловой усталости, в том числе и при низких температурах. Основным недостатком медьсодержащих сталей является повышенная степень растрескивания их при нагреве до температур 1100 - 1150⁰С и деформации (явление красноломкости). Этим, вероятно, и объясняется ограниченное распространение медьсодержащих сталей с содержанием меди более 0,4%. Одним из элементов, увеличивающих растворимость меди и повышающих температуру плавления фазы, содержащей медь, является никель. Считается, что для повышения красноломкости количество никеля в медьсодержащей стали должно быть равным содержанию меди.

Азот при снижении его содержания в пределах от 0,008 до 0,001% увеличивает обьемную долю упрочняющей фазы от 20 до 30%, без изменения размера ферритного зерна. Прочностные характеристики стали с 0,08%С, 1,8% Mn, 0,04% Nb, 0,05% V, 0,2% Cu, 0,2% Ni, 0,02% Ti, 0,001% В при увеличении содержания азота с 0,001 до 0,008% снижаются примерно на 100 Н/мм² [24]. Увеличение содержания азота приводит к уменьшению растворимости карбонитридов Nb, что способствует их интенсивному выпадению в аустените. Азот используют для измельчения зерна аустенита за счет образования карбонитридов Nb, Ti, V или нитридов Аl. При этом его количество должно быть не менее 50 ppm (part per million - количество атомов на 1 миллион атомов железа). Но азот одновременно является и вредной примесью из - за охрупчивания металла, поэтому в стали вводятся карбидо- нитридообразующие элементы, связывающие азот.

Молибден образует карбиды и частично растворяется в феррите, подавляет перлитное превращение, тормозит образование феррита и способствует образованию в ферритной матрице участков бейнита или мартенсита за счет стабилизации высокоуглеродистого аустенита в конце ферритного превращения. Снижает разупрочнение при отпуске и подавляет отпускную хрупкость. Задерживает выделение ванадия, ниобия и делает их более мелкими. По степени упрочнения матрицы 0,2% Мо равноценны 0,04%V. При содержании более 0,5% Mо обеспечивает в стали условный предел текучести, что снижает усилия деформирования при холодной или теплой схеме формообразования труб или СДТ, который повышается за счет дисперсионного твердения при последующем отпуске. Из литературных источников известно, что в C - Mn - Mo - Cu - V - Nb сталях при нормализации за счет подавления молибденом и медью выделений в матрице частиц вторичной фазы обеспечиваются пониженные значения предела текучести. В таких случаях для повышения предела текучести производится последующий отпуск изделия для дисперсионного твердения. Было обнаружено, что прочностные характеристики металла зависят от величины С_ЭКВ. При анализе вклада каждого легирующего элемента, входящего в формулу С_ЭКВ., оказалось, что одними из самых сильных элементов по влиянию на прочность нормализуемой и отпускаемой стали являются Mo и Cu. По свойствам, придаваемым молибденом сталям, он аналогичен вольфраму, но в значительно большей степени увеличивает прокаливаемость стали и магнитные свойства, в особенности коэрцитивную силу.

Однако в ряде работ показано, что повышение содержания молибдена отрицательно сказывается на вязких свойствах нормализованных сталей. Введение в сталь Mo и Cu приводит к повышению сопротивления металла холодному растрескиванию при сварке и повышению вязкости металла в зоне термического влияния. К недостаткам молибдена относится его способность испаряться при нагреве.

Алюминий используется в качестве раскислителя стали и измельчает зерно аустенита за счет образования нитридов (в качестве модификатора для получения наследственно мелкозернистых сталей), а также для устранения явления охрупчивания металла из - за деформационного старения в процессе изготовления труб, соединительных деталей и при их эксплуатации (связывает свободный углерод и азот в частицы вторичной фазы). Рекомендуемое содержание его в штрипсовых сталях 0,02 - 0,06%. В качестве легирующей добавки способствует азотированию сталей. К недостаткам относится способность алюминия способствовать графитизации углерода в сталях, что затрудняет их механическую обработку и снижает прокаливаемость сталей.

Ниобий является карбидообразующим элементом и одним из основных элементов, сдерживающих рост аустенитного зерна при высокотемпературных нагревах и подавляющих процессы рекристаллизации деформированного аустенита. Замедляет рост аустенитного зерна при нагревах металла до 1050⁰С. Интенсивный рост аустенитного зерна в сталях с ниобием начинается при нагреве металла до 1150⁰. Ниобий является одним из самых эффективных упрочнителей твердого раствора. Задерживает выделение полигонального феррита, но не препятствует росту ферритных зерен. Ниобий образует карбонитриды в высокотемпературной области, начиная примерно с 1250⁰C (при охлаждении) и с температур примерно 850⁰С (при нагреве). Полное растворение карбонитридов ниобия при нагреве происходит при температурах 1150 - 1200⁰С. В штрипсовых сталях введение ниобия предназначено еще и для задержки роста зерна при сварке. Но к отрицательным свойствам ниобия относится разложение его нитридов при сварке с выделением азота в матрицу. При быстром охлаждении зоны сварного шва это приводит к охрупчиванию металла. Ниобий применяют в нержавеющих и кислотоупорных сталях для предупреждения интеркристаллитной коррозии;

Титан является эффективным карбидообразующим элементом. Обладает большим сродством к кислороду и азоту, образует один из самых тугоплавких нитридов, которые сдерживают рост аустенитного зерна. Температура полного растворения карбидов и нитридов в стали зависит от состава стали. Так, например, известно, что в стали с 0,05% Ti и 0,05% С температура полного растворения карбида титана составляет» 1050⁰С, а уже при содержании Ti 0,5% и С 0,5% полное растворение карбида не реализуется.Температуры растворения карбидов и нитридов титана, как и ванадия, сильно отличаются. В литературе указывается на целесообразность использования Ti+V для получения в малоуглеродистых низколегированных сталях мелкого зерна аустенита без использования низких температур конца прокатки, характерных для контролируемой прокатки. Использование комплексного

Дата добавления: 2014-10-23