МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМОДЕФОРМАЦИОННАЯ ОБРАБОТКА СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ
ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ БЮДЖЕТНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ
УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО ОБРАЗОВАНИЯ
«НИЖЕГОРОДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ
УНИВЕРСИТЕТ им. Р.Е. АЛЕКСЕЕВА»
Ю.В. Бугров, Ю.В. Процив
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
И ТЕРМОДЕФОРМАЦИОННАЯ ОБРАБОТКА
СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
КОМПЛЕКС УЧЕБНО - МЕТОДИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ
Рекомендовано Ученым советом Нижегородского государственного
технического университета им. Р.Е. Алексеева в качестве учебнометодического пособия для студентов всех форм обучения
по направлению «Металлургия»
Нижний Новгород 2011
УДК 669. 017
Бугров Ю.В., Процив Ю.В. Металловедение и термодеформационная
обработка специальных сталей и сплавов: комплекс учебно-методических
материалов / Ю.В. Бугров, Ю.В. Процив; Нижегород. гос. техн. ун-т им. Р.Е.
Алексеева. Н.Новгород, 2011. –130 с.
Приведены теоретические основы легирования, влияние легирующих
элементов на структуру, физико-химические свойства, виды и особенности
термической и пластической обработки различных сталей и сплавов с учетом
их практического применения, в том числе и в нанокристаллическом
состоянии.
Рекомендуется в качестве учебного пособия по дисциплинам
«Специальные стали», «Термическая обработка сталей и сплавов» для
студентов всех форм обучения по направлению «Металлургия».
Рецензент доктор технических наук, профессор Г.Н. Гаврилов
Редактор Э.Б. Абросимова
Подписано в печать 01.10.2011. Формат 60х84 1/16. Бумага офсетная.
Печать офсетная. Усл. печ. л. 9,0. Уч.-изд. л. 8,3. Тираж 100 экз. Заказ .
Нижегородский государственный технический университет
им. Р.Е. Алексеева.
Типография НГТУ. 603950, Нижний Новгород, ул. К. Минина, 24.
©Нижегородский государственный
технический университет
им. Р.Е. Алексеева, 2011
©Ю.В. Бугров, Ю.В. Процив, 2011
2
СОДЕРЖАНИЕ
Рабочая программа……………………………………………...…………..…
Введение…………………………………………………….……………….....
1. Физико –механические свойства сталей и сплавов………….………..….
1.1 Атомно-кристаллическое строение металлов…………….……….....
1.2. Анизотропия…………………………………………………………..
1.3. Типы межатомных связей…………………………………………….
1.4. Полиморфное превращение железа………………………………….
1.5. Влияние содержания углерода и примесей на структуру и
свойствасталей……………………………………………………..……...
2. Общая теория сплавов……………………………………………………...
2.1. Роль легирующих элементов в сталях и сплавах……………….….
2.2. Твердые растворы…………………………………………………….
2.1.1. Твердые растворы внедрения…………………………………..
2.1.2. Твердые растворы замещения……………………………….…
2.1.3. Упорядоченные твердые растворы…………………………….
2.3. Химические соединения……………………………………………..
2.3.1. Карбидная фаза в легированных сталях…………………….....
2.3.2. Интерметаллические соединения
3. Механизмы упрочнения сталей……………………………………………
3.1. Дислокационное упрочнение сталей………………………………..
3.2. Деформационное упрочнение………………………………………
3.3. Твѐрдорастворное упрочнение……………………………………….
3.4. Зернограничное упрочнение…………………………………………
3.5. Термическое упрочнение…………………………………..…………
3.5.1. Основы термической обработки……………………………….
3.5.2. Структурные превращения в стали при нагреве……………..
3.5.3. Структурные превращения в стали при охлаждении………..
3.5.3.1. Перлитное превращение………………………….….…..
3.5.3.2. Мартенситное упрочнение ……………………………....
3.5.3.3. Бейнитное превращение……….........................................
3.5.4. Характеристика видов термической обработки……………...
3.5.4.1. Отжиг ……………………………………………………..
3.5.4.2. Нормализация……………………………………………..
3.5.4.3. Закалка …………………………………………………….
3.5.4.4. Превращения при отпуске в закаленной стали…………
3.5.4.5. Обработка стали холодом………………………………...
3.5.4.6. Отпускная хрупкость……………………………………..
3.5.5. Дисперсионное и дисперсное упрочнение сталей и сплавов .
3.5.6. Термодеформационное упрочнение ………………………..…
4. Влияние легирующих элементов на структурные превращения и
технологические свойства сталей………………………………………….....
4.1. Влияние легирующих элементов на С-кривые
диаграммы изотермического превращения аустенита………………….
5
6
6
6
7
8
9
10
14
14
15
15
16
17
17
18
21
22
22
24
26
28
29
29
30
32
32
32
36
38
38
40
40
45
48
48
51
54
57
57
3
4.2. Влияние легирующих элементов на температуру эвтектоидного
превращение и критические точки S и Е………………………………
4.3. Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение
при закалке и отпуске……………………………………………………..
4.4. Влияние легирующих элементов на деформируемость и
свариваемость сталей и сплавов……………………………………….....
5. Конструкционные легированные стали………………………………..….
5.1. Строительные конструкционные низколегированные стали………
5.2. Трубные стали……………………………………………………..….
5.2.1. Общие требования к трубным сталям…………………………
5.2.2. Влияние легирующих элементов на свойства трубных
сталей…………………………………………………………………..
5.2.3. Контролируемая прокатка ……………………………………..
5.2.4. Толстолистовые нефтегазопроводные трубы………………...
5.2.5. Объемная термическая обработка труб……………………….
5.3. Улучшаемые легированные стали…………………………………...
5.4. Пружинно-рессорные стали и сплавы……………………………….
5.5. Двухфазные феррито-мартенситные стали…………………………
5.6. Стали для холодной листовой штамповки………………………….
5.7. Стали для объѐмной холодной и полугорячей штамповки…...........
5.8. Стали для железнодорожных колес………………………………….
6. Инструментальные стали и сплавы………………………………………..
6.1. Углеродистые инструментальные стали…………………………….
6.2. Низколегированные инструментальные стали……………………...
6.3. Шарикоподшипниковые стали………………………………………
6.4. Быстрорежущие стали………………………………………………..
6.5. Твердые сплавы……………………………………………………….
6.6. Штамповые стали…………………………………………………….
6.7. Стали для измерительных инструментов……………………………
7. Стали и сплавы с особыми физико-химическими свойствами………....
7.1. Влияние легирующих элементов на фазовый состав и структуру
сталей и сплавов…………………………………………………………..
7.2. Коррозия металлов……………………………………………………
7.3. Коррозионностойкие стали…………………………………………..
7.4. Мартенситностареющие стали………………………………………
7.5. Жаропрочные стали и сплавы……………………………………….
7.6. Метастабильные аустенитные стали……………………………...…
7.7. Износостойкая аустенитная высокомарганцовистая сталь
110Г13Л…………………………………………………………………….
7.8. Влияние редкоземельных металлов на свойства сплавов………….
7.9. Аморфные сплавы ……………………………………………………
7.10. Нанокристаллические материалы……………………………….….
Контрольные вопросы по дисциплине «специальные стали»…………
Глоссарий………………………………………………………………..
Список использованных источников………………………………….
4
57
58
59
62
62
63
63
63
64
65
68
70
73
76
78
80
82
84
84
85
86
88
92
94
99
100
100
101
104
110
112
121
121
122
123
125
127
128
130
РАБОЧАЯ ПРОГРАММА
Цель курса
Цель курса - изучение принципов легирования сталей и сплавов.
Задачи: изучить влияние легирующих элементов на структуру и свойства
сталей при различных режимах термической обработки.
Программой дисциплины предусматривается, что студент должен:
-иметь представление о составе и строении специальных сталей с
позиций дефектов структуры (дислокаций, вакансий, внедренных атомов и др.),
обусловливающих их технологические и эксплуатационные характеристики.
-знать и уметь выбирать необходимую специальную сталь;
-иметь навыки в исследовании структуры и применении технологии
термической обработки специальных сталей и сплавов.
Описание содержания основных тем курса
Атомно-кристаллическое строение металлов; анизотропия; типы
межатомных связей; полиморфное превращение железа; магнитные
превpaщения. Легирующие элементы и примеси, их влияние на физикомеханические свойства материалов. Маркировка легированных сталей.
Механизмы упрочнения и отпускная хрупкость сталей и сплавов:
деформационное, твердорастворное, мартенситное, дисперсионное, отпускная
хрупкость. Влияние легирующих элементов на структуру и фазовые
превращения сталей: на полиморфизм, кинетику и температуру фазовых
превращений, форму С-кривых, на свойства сталей.
Стали строительные, улучшаемые, трубные, пружинно-рессорные,
двухфазные феррито-мартенситные, для листовой и объемной штамповки, их
термообработка и дефекты.
Инструментальные легированные стали, их термообработка и дефекты:
углеродистые, низколегированные, шарикоподшипниковые, штамповые,
быстрорежущие, твердые сплавы.
Стали и сплавы с особыми физико-механическими свойствами, их
термообработка и применение: коррозионностойкие и жаропрочные
ферритного, мартенситного и аустенитного классов, метастабильные,
мартенситностареющие. Влияние редкоземельных металлов (РЗМ) на свойства
сплавов. Аморфные сплавы. Нанокристаллические материалы.
№
работы
1
Тема (раздел)
дисциплины
2, 3, 4
2
5, 6, 7
3
2, 3, 8
Наименование тем лабораторных работ
Наименование лабораторной работы
Влияние легирования на структуру и свойства
улучшаемых сталей
Влияние термической обработки на структуру и
свойства легированных инструментальных сталей
Изучение фазового состава коррозионно-стойких и
жаропрочных сплавов
Всего
Продолж.,
час
4
6
8
18
5
ВВЕДЕНИЕ
Любую сталь можно отнести к категории специальной. Однако развитие
техники обусловливает расширение применения сталей и сплавов с особыми
механическими и физико-химическими свойствами, что достигается введением
легирующих
элементов
и
специальной
технологией
обработки,
обеспечивающими высокую эксплуатационную надежностью, долговечностью
и низкую материалоемкость. В этой связи под специальными сталями обычно
подразумеваются легированные стали.
По своему назначению стали делятся на три группы: конструкционные,
инструментальные и с особыми физико-химическими свойствами.
Эксплуатационная надежность изделий из специальных сталей и сплавов
обусловливается природой материала, содержанием примесей и легирующих
элементов, видами и режимами пластической, термической и поверхностной
обработки.
Ниже рассматривается влияние различных факторов: природы материала
(типа кристаллической решетки), примесей, легирующих элементов и
технологии обработки - на структуру и физико-механические свойства
специальных сталей и сплавов, в том числе и в нанокристаллическом
состоянии.
1. ФИЗИКО – МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛЕЙ
И СПЛАВОВ
1.1. Атомно-кристаллическое строение металлов
Все металлы и сплавы – тела кристаллические, в которых атомы (ионы)
образуют одну из следующих трех типов кристаллических решеток:
объемноцентрированная кубическая – ОЦК ( -Fe, Cr, W, Mo, V, Nb, Ta и др.);
гранецентрированная кубическая – ГЦК (γ-Fe, Ni, Al; Cu, Ag, Au и др.);
гексагональная плотноупакованная – ГПУ ( -Ti, Mg, Zn и др.) (рис. 1).
а
6
б
Рис. 1. Типы кристаллических решеток:
а – ОЦК; б – ГЦК; в – ГПУ
в
Кристаллическая решетка характеризуется следующими параметрами.
Период (а, с) – расстояние между атомами по координатным осям.
Координационное число (К) – число ближайших атомов, расположенных
на одинаковом наименьшем расстоянии:
КОЦК = 8;
КГЦК = КГПУ = 12.
Атомный радиус (r) – половина расстояния между ближайшими двумя
атомами:
a 3
a 2.
rОЦК
;
rГЦК rГПУ
4
4
Базис (Б) – количество атомов, приходящихся на одну элементарную
ячейку:
БОЦК 1
1
8 2;
8
Б ГЦК
1 1
8
6 4.
8
2
Плотность упаковки (η) – отношение объема, занятого атомами металла
в элементарной ячейке, к объему этой ячейки, например, для железа:
где
ηОЦК
VFe БОЦК
ηГЦК
VFe БГЦК
3
aОЦК
3
aГЦК
;
ηОЦК
;
ηГЦК
V = 4πr3/3 - объем атома железа;
3
8
2
6
;
ηОЦК
;
ηГЦК 74% ,
68%;
r – атомный радиус.
1.2. Анизотропия
Анизотропия – это различие механических и физических свойств в
зависимости от направления.
Кристаллическая решетка обусловливает анизотропию физикомеханических свойств металлов неодинаковостью расстояния между атомами,
например, в направлениях по ребру (а) и диагонали (d) грани куба, что
вызывает различие величин по этим направлениям показателей прочности и
пластичности, модуля упругости, магнитных и др. характеристик (см. рис. 1).
Анизотропия также вызывается образованием текстуры деформации,
которая представляет собой преимущественно одинаково ориентированные
кристаллографические плоскости и направления скольжения, сформированные
при пластической деформации в результате вытягивания зерен в направлении
течения металла. Другой причиной появления анизотропии в деформированном
металле служит образование волокнистой структуры, которая появляется в
результате вытягивания вместе с зернами примесей и неметаллических
включений, расположенных по границам зерен.
7
Монокристалл - это отдельный кристалл, характеризующийся сильной
анизотропией физико-механических свойств.
Поликристаллы - тела, состоящие из множества произвольно
ориентированных друг относительно друга кристаллов. Поэтому в них
анизотропия отдельных зерен взаимно уравновешивается и физикомеханические свойства во всех направлениях примерно одинаковые, т.е.
поликристаллы - тела квазиизотропные.
1.3. Типы межатомных связей
В кристаллах различают следующие четыре типа межатомных связей:
межмолекулярную, ковалентную, металлическую и ионную (рис. 2).
а
б
Рис. 2. Молекулярная (а) и ковалентная (б) связи
Межмолекулярная связь появляется при поляризации молекул
(например, в кристаллах льда, инертных газов, в полимерах и т.п.) за счет
образования диполя (рис. 2, а) и выражается слабыми силами Ван-дер-Ваальса.
Ковалентная связь (или химическая, гомеополярная) возникает между
двумя атомами за счет образования общей пары валентных электронов с
противоположными спинами. Например, атом углерода имеет четыре
валентных электрода, посредством которых он образует четыре направленные
связи и вступает в обменное взаимодействие с четырьмя соседними атомами
(рис. 2, б). Между каждой парой атомов имеет место обмен валентными
электронами. При этом каждый атом углерода достраивает свою электронную
валентную оболочку до эффективных восьми электронов. Кристаллы с
ковалентной связью очень твердые (например, алмаз) и хрупкие.
Ионная связь образуется за счет электростатического притяжения
противоположно заряженных ионов, например в кристаллах соли NaCl. При
этом один элемент отдает электроны (Na), а другой (Cl) их принимает.
Кристаллы с ионной связью, как и ковалентные, характеризуются высокой
твердостью и хрупкостью.
Металлическая связь осуществляется за счет обобществленных
валентных электронов, которые, оказывая «цементирующее» действие,
связывают в прочную систему положительные ионы металла.
8
Орбиты валентных электронов взаимно перекрываются, что позволяет
электронам легко переходить от одного атома к другому, образуя
обобществленные электроны, благодаря которым металлы обладают такими
особыми
специфическими
свойствами,
как
электропроводность,
теплопроводность, пластичность и др.
Смешанная
связь
характеризуется
одновременным
действием
нескольких типов связей. Например, переходные металлы (Fe, Cr, W, Mo и др.)
имеют ковалентно-металлический тип связи, при которой внешние S-электроны
образуют металлическую связь, а электроны на незаполненном d–подуровне –
ковалетную связь, что обусловливает их высокую прочность.
Межатомная связь в кристаллическом γ-Fe с ГЦК решеткой
металлическая, а в -Fe, с менее плотной ОЦК решеткой, – в основном
металлическая, но с дополнительным действием ковалентных связей.
Все четыре типа связи строго не разграничены и взаимно не исключают
одна другую. Тип связи может зависеть от температуры и давления. Так,
германий – полупроводник, который при комнатной температуре имеет
ковалентную связь, а при высоких температуре и давлении приобретает
металлические свойства (электропроводность).
1.4. Полиморфное превращение железа
Железо служит основой специальных сталей. Железо характеризуется
полиморфными превращениями, представляющими собой изменения типа
кристаллической решетки при охлаждении или нагреве при температурах 911 и
1392 ОС (рис. 3).
,с
Рис. 3. Полиморфные превращения в железе
9
При 1539 ОС из жидкого состояния L образуются кристаллы δ-Fe с ОЦК
решеткой, которые при 1392 ОС превращаются в γ-Fe с ГЦК решеткой, а при
910ОС происходит превращение γ-Fe с ГЦК решеткой в -Fe с ОЦК решеткой.
Ступенька при температуре Кюри 768 ОС вызывается изменениями
физических свойств железа: ферромагнитных, коэффициентов теплоемкости,
теплопроводности и др. При нагреве до 768ОС -Fe ферромагнитное (способное
намагничиваться), а при температурах свыше 768ОС - парамагнитное
(немагнитное).
Период решетки у ферромагнитного железа -Fe составляет 0,286 нм, у
парамагнитного -Fe в интервале температур 768 – 911ОС - 0,290 нм, а у
высокотемпературного парамагнитного δ-Fe - 0,293 нм.
Из рис. 3 видно, что кристаллизация и полиморфные превращения железа
протекают при постоянной температуре, то есть эти превращения
сопровождаются выделением энергии при охлаждении и ее поглощением при
нагреве.
Существуют два механизма полиморфного (аллотропического)
превращения: диффузионный и мартенситный.
По диффузионному механизму, когда металл охлаждается медленно с
высокой температуры, полиморфное превращение протекает путѐм
образования зародышей новой фазы и последующего их роста.
По мартенситному (сдвиговому) механизму полиморфное превращение
протекает в условиях высокой скорости охлаждения металла, когда диффузия
почти не происходит, с соблюдением структурного и размерного соответствия:
плоскость
направление
(111) -Fe // (110) -Fe;
[110] -Fe // [111] -Fe.
Поскольку плотность упаковки решетки -Fe больше, чем у -Fe, то
полиморфное превращение сопровождается изменением объема образующихся
фаз на ~ 1%, что приводит к межфазному (деформационному) наклепу.
Так как полиморфное превращение протекает при высоких температурах,
то межфазный наклеп вызывает рекристаллизацию кристаллов, например,
феррита при -Fe
-Fe превращении. В результате образуются зерна с
кристаллографической ориентацией, отличающейся от той, которая у них была
при полиморфном превращении.
Кроме железа, полиморфные превращения проявляются у кобальта (Со),
титана (Ti), олова (Sn) и др.
10
1.5. Влияние содержания углерода и примесей
на структуру и свойства сталей
Углерод (С) является важнейшим элементом, определяющим структуру и
свойства стали. C увеличением содержания углерода прочность и твердость
стали увеличиваются, а пластичность уменьшается (рис. 4).
Рис. 4. Влияние содержания углерода на механические свойства
углеродистых горячекатаных сталей
Углерод влияет и на физические свойства стали: с повышением его
содержания увеличивается электросопротивление, уменьшается магнитная
проницаемость и др.
Атомы углерода в твердом растворе распределяются неравномерно – они
преимущественно сосредотачиваются около атомов карбидообразующих
элементов.
Кроме углерода, в сталях содержатся случайные и постоянные примеси.
К случайным примесям относятся Al, Cu, Cr, Ni и др., попадающие в сталь
с шихтой при выплавке.
Постоянные примеси подразделяются на вредные, характеризующиеся
невозможностью их полного удаления (S, P, N, O, H), и технологически
необходимые (например, Mn и Si,вводимые для раскисления стали).
Вредные примеси отличаются низкой растворимостью и часто образуют
химические соединения, которые концентрируются на границах зерен, вызывая
значительное увеличение хрупкости и снижение пластичности стали.
Элементы, вводимые в сталь с целью удаления или связывания кислорода,
называют раскислителями, но не легирующими элементами, так как последние
вводятся при плавке стали с целью изменения ее свойств.
11
Марганец (Mn) вводится в основном для раскисления стали и удаления
вредного (хрупкого) сульфида железа FeS:
FeO+Mn Fe+MnO всплывает в шлак;
FeS+Mn Fe+MnS всплывает в шлак.
Марганец Mn повышает механические свойства стали и увеличивает ее
прокаливаемость. Содержание марганца в сталях составляет 0,3 – 0,8%.
Частицы сульфида марганца имеют ТПЛ=1620 ОС и располагаются в виде
отдельных вытянутых включений.
Марганец повышает прочность, не снижая пластичности, и резко снижает
красноломкость стали, вызванную влиянием серы.
Кремний (Si) так же, как и Mn, является полезной примесью. Его вводят
для раскисления стали в количестве 0,17 – 0,37 %:
2FeO+Si 2Fe+SiO2 всплывает в шлак.
Кремний, дегазируя металл, повышает плотность слитка. Растворяясь в
феррите, он повышает прочность стали, особенно предел текучести, но
одновременно несколько снижает пластичность.
Сера (S) – вредная примесь попадает в сталь из чугуна. Сера снижает
механические свойства, особенно ударную вязкость и пластичность, ухудшает
свариваемость и коррозионную стойкость.
Сера не растворяется в железе, и любое ее количество приводит к
появлению сульфида железа FeS, который с образует эвтектику Fe – FeS с
температурой плавления 985ОС. Легкоплавкая эвтектика, располагаясь по
границам зерен, при горячей деформации стали оплавляется, в результате чего
связь между зернами ослабевает и сталь становится хрупкой. При горячей
деформации в местах расположения эвтектики возникают надрывы и трещины,
заготовка разрушается, что называется красноломкостью.
Содержание серы в сталях должно быть не более 0,04 %.
Фосфор (P) – вредная примесь. Образуя твердый раствор замещения в
феррите до 1,2 %, фосфор сильно искажает кристаллическую решетку из-за
значительного различия атомных радиусов (см. табл. 1), что приводит к
резкому повышению прочности и хрупкости стали.
Вредное влияние фосфора усугубляется его большой склонностью к
ликвации, вследствие чего образуются участки, сильно обогащенные фосфором
даже в тех случаях, когда общее содержание фосфора очень мало. При
содержании фосфора, исчисляемом в десятых долях процента, образуется очень
твердая и хрупкая тройная фосфидная эвтектика Fe–Fe3P–Fe3С, которая
располагаясь в виде разорванной сетки по границам зерен, повышает
склонность стали к хладноломкости.
Содержание фосфора в сталях должно быть не более 0,04 %.
12
Постоянные примеси - газы (азот, кислород, водород) - попадают в
сталь при выплавке из воздуха, водяного пара. Водород и азот могут
находиться в металле в газообразном состоянии, заполняя дефектные
микрообъемы металла, или входить в состав твердого раствора.
Водород (H) – является очень вредной примесью. Поглощенный при
выплавке стали водород не только сильно повышает хрупкость стали, но и
приводит к образованию в ней локальных скоплений тонких изогнутых трещин,
называемых флокенами, которые в продольных изломах имеют вид округлых
пятен серебристого цвета.
Флокены обычно появляются в крупных горячедеформированных или
литых
заготовках
из
низко- и
среднелегированных хромистых,
хромоникелевых, хромоникельмолибденовых и других сталей при их
охлаждении в интервале температур 250 - 100 ОС или вылеживании вследствие
структурных напряжений, вызванных высоким содержанием водорода.
Флокены практически не встречаются в высоколегированных сталях
ферритного, аустенитного и карбидного классов.
Появление флокенов предотвращают либо медленным охлаждением,
либо противофлокенной термической обработкой (высоким отпуском,
изотермическим отжигом), проводимой сразу после горячей деформации стали.
Детали, имеющие флокены, нельзя использовать в машиностроении.
Азот (N) и кислород (O) – вредные примеси, присутствуют в стали в
виде неметаллических включений (окислов FeO, SiO2, Al2O3, нитридов CrN,
AlN, TiN и др.), а также в виде твердого раствора (особенно N).
Неметаллические включения являются хрупкими, в процессе деформации
крошатся, создавая микроскопические концентраторы напряжений, которые
значительно снижают усталостные характеристики и ударную вязкость стали.
Азот также может находиться в твердом растворе феррита. При этом,
блокируя дислокации, он повышает склонность сталей к деформационному
старению, приводящему к увеличению прочности и уменьшению пластичности
стали.
Кислород при повышенных температурах активно взаимодействует с
железом, образуя окислы железа FеО, Fе304, Fе2О3, которые резко снижают
динамическую и статическую прочность стали.
Удаление окислов железа из стали и чугуна производят путем введения в
них Мn, Si, А1 (см. выше), а также углеродом:
FeO+C 2Fe+CO.
При выплавке кипящих сталей образующаяся окись углерода CO создает
эффект кипения и приводит к появлению в их структуре крупных (сотовых)
газовых пузырей, которые при последующей горячей деформации слитка
завариваются.
13
2. ОБЩАЯ ТЕОРИЯ СПЛАВОВ
2.1. Роль легирующих элементов в сталях и сплавах
Чистые металлы обладают низкой прочностью и ограниченным
сочетанием свойств. Поэтому для нагружаемых деталей применяются сплавы
на их основе.
Сплавом называется вещество, состоящее из двух или более элементов
(компонентов), один из которых является растворителем, а другие –
растворенными. Компонентами могут быть металлы и неметаллы.
Компоненты сплава могут взаимно растворяться друг в друге, образуя
твердые растворы, или вступать в химическое взаимодействие, образуя
химические соединения.
Элементы, специально вводимые в сталь в определенных концентрациях
с целью изменения ее строения и свойств, называются легирующими. К
наиболее часто используемым легирующим элементам относятся Mn, Si, Al, N,
Ni, Cr, W, Mo, Cu, V, Ti, Nb, B и др. Радиусы атомов легирующих элементов и
их типы решеток приведены в табл. 1.
Таблица 1. Типы кристаллических решеток легирующих элементов и их
атомные радиусы
Элемент
Fe
Cr
Mo
Nb
Ni
Al
P
S
B
Атомный
радиус,
нм
0,124
0,125
0,135
0,143
0,126
0,143
0,114
0,102
0,087
Тип
решетки
Элемент
ОЦК
ОЦК
ОЦК
ОЦК
ГЦК
ГЦК
Ромбоэдрическая
Ромбоэдрическая
Тетрагональная
Mn
W
V
Ti
Co
Cu
Si
N
С
Атомный
радиус,
нм
0,130
0,137
0,131
0,145
0,125
0,128
0,118
0,071
0,077
Тип
решетки
ГЦК
ОЦК
ОЦК
ГПУ
ГЦК
ГЦК
Алмазная
Алмазная
Алмазная
Характер взаимодействия легирующих элементов с атомами железа
определяется следующими основными факторами:
-строением внешних электронных оболочек;
-соотношением атомных размеров железа и легирующего элемента.
При этом следует иметь в виду, что железо и многие легирующие
элементы относятся к переходным металлам, характерными особенностями
которых являются переменная валентность и наличие, наряду с основной
металлической, определенной доли ковалентной связи.
14
2.2. Твердые растворы
Твердый раствор – сплав с кристаллической решеткой растворителя.
Твердый раствор обозначается А(В), где А – растворитель, В – растворенный
элемент. Твердые растворы, подобно чистому металлу, имеют однородные
зерна и являются однофазными системами.
Тип образующегося твердого раствора, а также степень растворения
элементов зависят от размеров атомов легирующего компонента,
распределения электронов и типа кристаллической решетки.
Различают твердые растворы внедрения и замещения (рис. 5).
Рис. 5. Твердые
растворы
внедрения (1) и замещения (2)
В твердых растворах внедрения атомы растворенного элемента (С, N и
др.) располагаются в междоузлиях, а в твердых растворах замещения
растворенные элементы (Si, Сr, W, Mo и др.) располагаются в узлах
кристаллической решетки, замещая атомы растворителя.
2.2.1.Твердые растворы внедрения
В сталях твердые растворы внедрения образуются атомами C, N и др., у
которых атомный радиус значительно меньше атомного радиуса растворителя.
Атомы внедрения располагаются в феррите (с ОЦК решеткой) в
октаэдрических и тетраэдрических порах (рис. 6).
Рис. 6. Положения междоузлий
в ОЦК решетке:
1 - одна из шести октаэдрических пор;
2 - одна из двенадцати тетраэдрических
пор
15
В ОЦК решетке октаэдрические и тетраэдрические поры не сильно
различаются между собой по энергии внедрения атомов, что позволяет таким
атомам легко переходить из поры одного типа в соседнюю пору другого типа.
В ГЦК решетке одна октаэдрическая пора отделена от другой плотной
упаковкой атомов. Поэтому в плотноупакованных ГЦК металлах межузельные
атомы встречаются редко.
В ГЦК решетке атомы внедрения углерода и азота занимают либо
тетраэдрические поры, либо более просторные октаэдрические (рис. 7).
а
б
Рис. 7. Положение междоузлий в ГЦК решетке:
а - одна из восьми возможных тетраэдрических пор (1);
б - одна из четырех возможных октаэдрических пор (2)
Размеры окта- и тетраэдрических пор в решетке ОЦК составляют 0,291 и
0,197 радиуса атома железа, а в решетке ГЦК – соответственно 0,41 и 0,22.
Твердые растворы внедрения могут быть только с ограниченной
растворимостью компонентов.
2.2.2. Твердые растворы замещения
Твердые растворы замещения образуются путем замещения атомов
растворителя соразмерными атомами легирующего элемента.
Твердые растворы замещения могут быть с ограниченной и
неограниченной растворимостью компонентов и упорядоченными.
При неограниченной растворимости все атомы А растворителя могут
быть заменены атомами В растворенного элемента.
Неограниченная растворимость возможна при следующих условиях:
-компоненты имеют одинаковые типы кристаллических решеток;
-атомные радиусы компонентов отличаются не более чем на 10–15 %;
-компоненты близко расположены друг от друга в периодической
таблице, то есть имеют близкие по строению валентные электронные оболочки.
Твердые растворы замещения с неограниченной растворимостью
образуют металлы Аu – Ag; Си – Ni; Со – Ni и др.
В твердых растворах внедрения и замещения атомы растворенного
элемента преимущественно сосредоточиваются у дислокаций.
2.2.3. Упорядоченные твердые растворы
Упорядоченные твердые растворы - это сплавы, в которых атомы
растворенного компонента при определенных условиях занимают
упорядоченное положение в узлах криcталлической решетки растворителя с
выполнением стехиометрического соотношения элементов AmBn.
Образование таких растворов сопровождается резким изменением
свойств (повышением прочности, хрупкости, снижением пластичности и др.).
Известна сверхструктура Cu3Au с соотношением атомов Cu и Au, как 3:1
(рис. 8).
Рис. 8. Упорядоченный твердый
раствор Cu3Au (ГЦК)
Упорядоченные твердые растворы являются промежуточными между
твердыми растворами и химическими соединениями. Однако они относятся к
твердым растворам, так как сохраняют кристаллическую решетку растворителя
и легко переходят при нагреве в неупорядоченное состояние.
2.3. Химические соединения
Химическое соединение образуется в результате химического
взаимодействия между компонентами сплава, которые обычно имеют большое
различие в электронном строении атомов и типах кристаллических решеток.
В целом в сталях химические соединения характеризуются:
-стехиометрическим соотношением элементов AmBn;
-своей кристаллической решеткой, отличной от кристаллических решеток
составляющих компонентов;
-постоянной температурой плавления;
-механическими и физическими свойствами, резко отличающимися от
свойств образующих компонентов.
Химические соединения металлов подразделяются на две группы:
соединения с нормальной валентностью и металлические.
Соединения с нормальной валентностью образуют металлы с
неметаллами. Такими соединениями являются оксиды (Al2O3, SiO2, FeO),
сульфиды (MnS, FeS), фосфиды (Fe3Р) и др. В сплавах эти соединения
присутствуют в виде неметаллических включений.
17
Металлические химические соединения в сталях представляют собой
карбиды, нитриды, интерметаллиды и др. Металлические соединения
отличаются разнообразием типов межатомных связей (металлической,
ковалентной, ионной) с преобладанием металлической связи. Благодаря этому
металлические соединения характеризуются металлическим блеском,
электропроводностью и в отдельных случаях сверхпроводимостью.
При комнатной температуре металлические соединения имеют
повышенную твердость и хрупкость. Однако при нагреве до температур,
составляющих 70 –80 % от температуры плавления, эти соединения обладают
достаточно высокой пластичностью, что объясняется увеличением при нагреве
доли металлической связи между атомами.
2.3.1. Карбидная фаза в легированных сталях
Карбиды – химические соединения металлов с углеродом, образуются
только переходными металлами (Fe, Cr, W, V, Ti и др.), у которых валентные
электроны (1 или 2) располагаются после не полностью заполненного
электронами d-подуровня (на котором должно быть 10 электронов). Не
образуют карбидов металлы Cu, Zn, Ag и др. с полностью заполненным dподуровнем.
Никель и кобальт в сталях также не образуют карбидов, так как они
имеют более заполненный электронами d-подуровень (8 и 7 соответственно),
чем Fe с 6 электронами.
Активность карбидообразования и устойчивость карбидов возрастает при
переходе от элементов с более достроенным d-подуровнем к элементам с менее
достроенным d-подуровнем в последовательности
Fe (6 ē)
Mn, Cr, Mo (5 ē)
W, Nb (4 ē)
V (3 ē),
Ti (2 ē).
Карбиды в зависимости от отношения атомного радиуса металлоида rХ к
атомному радиусу металла rМ подразделяются на два вида, у которых:
а)
rX
rМ
0,59;
б)
rX
rМ
0,59.
К первому виду (а) относятся карбиды типа MC (VC, NbС, TiC) и M2C
(W2C, Mo2C), называемые фазами внедрения (М обозначает все
карбидообразующие металлы, входящие в состав карбида). Остальные карбиды
относятся ко второму виду (б) типа M3C, M4C, M6C, M7C3, M23C6 и др.
В феррите горячекатаных сталей (нормализованных) обычно суммарно
растворено углерода и азота(C+N) ~0,01 - 0,02 %. Остальное количество
углерода и азота содержится в карбидах и нитридах.
Элементы, не образующие карбидов, Ni, Si, Co, находятся в стали,
главным образом, в твердом растворе - в феррите или аустените.
18
Относительно слабый карбидообразователь Мn самостоятельных
карбидов в стали не образует и фактически целиком растворен в феррите.
При небольшом содержании карбидообразующих элементов (Cr 2 %,
W 0,8 %, V 0,3 % и т.п.) они преимущественно растворяются в цементите,
образуя легированный цементит типа M3C - (Fe, Cr)3С и т.п.
Частицы легированного цементита более дисперсные и распределяются в
структуре стали более равномерно, чем пластинчатые частицы Fe3С.
При
повышенном
содержании
карбидообразующих
элементов
образуются специальные карбиды:
-хрома - M7C3, – (Cr, Fe)7C3; M23C6 – (Cr, Fe)23C6 и др.;
-вольфрама – М6С – W3Fe3C, Mo2Fe4C; М2С – W2C, Mo2C и др.;
-фазы внедрения – MC - TiC, VC, NbC, WC; М2С – W2C, Mo2C и др.
Карбиды имеют следующие типы кристаллических решеток:
-M3C – орторомбическая;
-M7C3 – гексагональная;
-M23C6 –сложная кубическая (92 атомов в ячейке);
-M6C –сложная ГЦК (112 атомов в ячейке);
-MC – ГЦК типа NaCl;
Очень сильные карбидообразующие элементы (Ti, V, Nb, Zr, Ta), у
которых отношение радиуса rХ металлоида (С, N) к радиусу металла rМ меньше или
равно 0,59, не растворяются в цементите М3C, а образуют специальные карбиды
типа MС (TiC, NbC, TiNbC, TiCN) - фазы внедрения.
Все карбиды в той или иной степени способны растворять в себе другие
металлы, в том числе и некарбидообразующие Ni, Si, Al, Cu, Co. Поэтому
карбиды преимущественно представляют собой твердые растворы. Так, карбид
хрома M23C6 может растворить в себе до 30 % Fe, до 20 % Co, до 10 % V, W или
Mo.
Карбиды, имеющие одинаковую химическую формулу, взаимно
растворяются, например, при наличии в стали одновременно Ti и Nb будут
образовываться не два раздельных вида карбидов, а один общий, в который на
одинаковых основаниях входят и Ti, и Nb, например, (Ti, Nb)C. Аналогично
образуются нитриды, например, (Ti, Al)N или карбонитриды Ti(С, N) и др.
Карбиды M23C6 – (Cr, Fe)23C6 появляются в сплавах системы Fe - C - Cr
при высоком содержании Cr ≥ 10 %, его твердость 1000 – 1100 HV. Этот карбид
хорошо растворяется в аустените при 950 – 1000 ОС, что позволяет увеличить
степень легирования аустенита и мартенсита и, как следствие, повысить
коррозионную стойкость и жаропрочность сталей. Карбиды M23C6 также
встречаются в сталях системы Fe-C-W и Fe-C-Mo даже при невысоком
содержании W или Mo в виде карбидов (Fe21W2)C6 или (Fe21Mo2)C6.
Специальные карбиды типа фаз внедрения MC (TiC, NвC, VC и др.)
обычно находятся в сталях в небольших количествах и поэтому не оказывают
влияния на кинетику происходящих в сталях фазовых превращений. Основное
воздействие этих карбидов (и аналогичных им нитридов AlN, TiN, VN и др.) –
это предотвращение сильного роста зерна аустенита (или феррита) при нагреве
до высоких температур.
19
Специальные карбиды образуются только при тех температурах, при
которых заметно проявляется скорость диффузии легирующих элементов,
например, карбиды хрома - при температурах свыше 450 ОС, вольфрама –
свыше 500 ОС, V - свыше 550 ОС. Температура образования и растворения
карбидов типа фаз внедрения MC (TiC, NвC, VC и др.) близка к температуре
плавления стали.
Так как специальные карбиды образуются при более высоких
температурах, чем карбиды цементитного типа (~200 ОС), то они
обусловливают более высокую теплостойкость и жаропрочность легированных
сталей по сравнению с углеродистыми сталями.
Все карбиды имеют высокую твердость (выше, чем у цементита) и
высокую температуру плавления.
Кроме карбидов, к фазам внедрения относятся нитриды, бориды и др.
Нитриды – химические соединения переходных и непереходных
металлов с азотом, по структуре и свойствам они близки к карбидам. Однако
из-за более низкой валентности азота (+3) по сравнению с С (+4) нитриды
менее прочные и более хрупкие, чем карбиды. Нитридообразователь А1 обычно
полностью связан в нитриды и неметаллические включения.
Бориды в основном образуются переходными металлами (FeB, Fe2B), а
также алюминием (AlB2) и др. Бориды повышают твердость (до 1800–2000 HV),
жаропрочностью (до 800 ОС) и коррозийной стойкостью сталей.
Теория образования специальных карбидов
Процесс образования специальных карбидов состоит из двух стадий:
-формирование обогащенных карбидообразующим элементом и
углеродом зон;
-перестройка этих зон в специальные карбиды.
Специальные карбиды формируются различными способами. Одни из
них образуются из цементита путем превращения «на месте» после насыщения
их легирующими элементами до критического содержания, при достижении
которого решетка легированного цементита перестраивается в решетку
специального карбида. По такому механизму происходит превращение
M3C - (Fe, Cr)3С
М7С3 - (Fe, Cr)7С3.
Превращение М7С3 М23С6 протекает другим способом путем
растворения карбида М7С3 и образования нового карбида Ме23С6 по границам
зерен и другим дефектным местам. Карбиды М7С3 имеют стержневую форму и
располагаются преимущественно внутри зерен, а карбиды М 23С6 имеют
неправильную форму и располагаются в основном по границам зерен.
Карбиды типа МС образуются третьим способом путем сегрегации
карбидообразующих элементов на дислокациях в виде кластеров, которые
затем превращаются в карбиды.
20
2.3.2. Интерметаллические соединения
Интерметаллические соединения – это химические соединения между
металлами, например, FeCr, Ni3(Ti,Al) и др.
В сталях различают следующие виды интерметаллидов: ζ-фазы (АXВY),
фазы Лавеса (А2В), геометрически плотноупакованные фазы (А3В).
σ-фазы - интерметаллические соединения, целиком состоящие из
переходных металлов, например, FеСr, FеСо, СrСо, NiСо и др.
Согласно последним рентгенографическим данным ζ-фаза имеет
тетрагональную решетку, с 30 атомами в элементарной ячейке и с периодами
а = 0,880 нм, с = 0,454 нм и с/а = 0,516.
Выделение -фазы происходит при длительных выдержках в интервале
500-900 ОС и приводит к значительному повышению хрупкости и снижению
коррозионной стойкости сталей и сплавов.
Фазы Лавеса - относятся к химическим металлическим соединениям типа
АВ2, при отношении атомных радиусов rA / rB ≈ 1,2 (чаще 1,1 – 1,6) с
кристаллическими решетками типа ГЦК и ГПУ. К фазам Лавеса относятся
AgBe2, TiBe2, TiCr2 и др. (ГЦК) или МоВе2, TiMn2 и др. (ГПУ).
Образование фаз Лавеса часто сопровождается повышением хрупкости
при комнатной температуре, но менее опасно при повышенных температурах.
Поэтому во многих теплостойких и жаропрочных сплавах фазы Лавеса
применяют для дисперсионного упрочнения при повышенных температурах,
которое происходит без существенного снижения вязкости.
Геометрически плотноупакованные фазы или интерметаллиды типа
А3В представляют собой упорядоченные выделения из аустенитной матрицы
γ'-фазы (ГЦК), γ"-фаза (ОЦК) или η-фазы ГПУ).
Упрочняющая γ'-фаза формируется на основе интерметаллида Ni3А1,
имеющего ГЦК решетку. До 60% А1 в этой фазе может быть заменено Ti, a Ni
может замещаться Сo и в общем виде γ'-фаза – (Ni, Fe)3(Ti, Al, Nb).
Несоответствие параметров решеток матрицы и выделений влияет на
форму частиц γ'-фазы: они имеют сферическую форму при несоответствии
решеток до 0,2%, кубическую - при 0,5-1,1% и пластинчатую - при 1,25% и
более.
Упрочняющая γ'-фаза образуется в заметных количествах только при
температурах старения свыше 650 ОС, при 850 ОС она начинает интенсивно
растворяться в матрице и при 900 ОС она практически отсутствует.
Благоприятное влияние γ'-фазы на свойства сталей и сплавов
обусловливается ее способностью к пластической деформации, когерентной
связью с матрицей и высокой стабильностью при повышенных температурах.
Выделение γ'-фаза вызывает значительное повышение прочности сплава
без заметного его охрупчивания. Однако общая пластичность сплава с
увеличением количества γ'-фазы несколько снижается. В стареющих сплавах на
никелевой и кобальтовой основах содержание γ'-фазы доходит до 50 - 60 %.
21
3. МЕХАНИЗМЫ УПРОЧНЕНИЯ СТАЛЕЙ
Механизмы упрочнения сталей подразделяются на следующие виды:
дислокационное,
деформационное,
твѐрдорастворное,
зернограничное,
термическое, дисперсионное (старение), дисперсное (порошковая металлургия),
термодеформационное, аморфитизация, нанокристаллическое и др.
3.1. Дислокационное упрочнение
Дислокации представляют собой линейные дефекты кристаллической
структуры материалов и подразделяются на краевые, винтовые или смешанные.
Краевая дислокация образуется под экстраплоскостью, винтовая – при
сдвиге одной части кристалла относительно другой (рис. 9).
а
б
Рис. 9. Виды дислокаций:
а - краевая; б – винтовая
Под экстраплоскостью краевые дислокации (рис. 10, а) имеются зоны
гидростатического сжатия и растяжения. Атомы внедрения и атомы замещения
с диаметром, большим, чем диаметр атома основного элемента, притягиваются
в зону растяжения. Атомы элемента, растворенного по способу замещения и
имеющие меньший размер, чем у атомов основного металла, притягиваются в
область сжатия и размещаются над краем экстраплоскости. Такое размещение
атомов приводит к снижению уровня напряжений и уменьшению энергии
взаимодействия краевой дислокации с примесными атомами.
Различают три основных механизма упрочнения от взаимодействия
дислокаций с примесными элементами – атмосферы Коттрелла, Сноека и
Сузуки.
Атмосферы Коттрелла представляют собой сегрегации атомов
примесей в поле упругих напряжений дислокаций. Так как энергия связи
дислокации с атомами внедрения (0,2 - 0,5 эв) значительно больше, чем с
атомами замещения (0,05 - 0,1 эв), то атмосферы Коттрелла из атомов
замещения значительно менее устойчивы, чем из атомов внедрения.
22
Образование атмосфер из внедрѐнных атомов приводит к увеличению
необходимого напряжения для начала скольжения, т.е. вызывает блокировку
дислокаций и упрочнение сталей.
Блокировка дислокаций атмосферами Коттрелла является причиной
появления на диаграмме растяжения сплава зуба и площадки текучести в
результате отрыва дислокаций от примесных атмосфер.
С повышением температуры атмосферы Коттрелла рассасываются.
Атмосферы Сноека представляют собой упорядоченные сегрегации
атомов внедрения в ОЦК решѐтке под действием внутренних напряжений.
Приложенное внешнее напряжение увеличивает расстояние между двумя
атомами вдоль одного из направлений. В этом случае атомы внедрения
упорядочивают свое размещение преимущественно вдоль растянутых ребер
элементарной ячейки. Такой эффект упорядочения в расположении атомов
внедрения с повышенной концентрацией их вокруг краевой и винтовой
дислокации называют атмосферой Сноека.
Образование таких атмосфер приводит к уменьшению свободной
энергии кристалла, обусловливающего необходимость применения более
высокого напряжения для начала движения дислокаций, что и служит
причиной повышения прочности сплава. Атмосферы Сноека образуются, в
частности, в мартенсите закалѐнных сталей.
Атмосферы Сузуки представляют собой сегрегации, образованные
вследствие химического взаимодействия растворѐнных атомов с дефектами
упаковки. Для расщепленной дислокации, дефект упаковки - это прослойка
ГПУ решетки, для которой растворимость примесных атомов будет отличаться
от их растворимости в ГЦК решетке. При высокой температуре диффузионное
перераспределение атомов происходит аналогично перераспределению
элементов между двумя фазами. Такое перераспределение было названо
химическим взаимодействием растянутой дислокации с растворенными
атомами. Изменение концентрации вызывает уменьшение энергии дефекта
упаковки и увеличение его ширины. Изменение концентрации примесных
атомов или атомов легирующих элементов в дефекте упаковки расщепленной
дислокации называют атмосферой Сузуки. Атмосферы Сузуки, снижая
энергию системы, закрепляют дислокацию, делают ее менее подвижной.
Поэтому, как и в случае атмосфер Коттрелла, для начала движения дислокаций
необходимо увеличить внешнее напряжение, что приводит к повышению
прочности стали.
Атмосферы Сузуки образуются преимущественно из атомов замещения в
металлах с ГЦК решѐткой. В отличие от атмосфер Коттрелла, они термически
устойчивы и могут сохраняться до весьма высоких температур. Поэтому
упрочнение атмосферами Сузуки имеет особое значение для жаропрочных
сплавов.
23
Деформационное старение связано с образованием примесных атмосфер
Коттрелла из атомов углерода и азота вокруг дислокаций при температурах
деформации 200 - 350ОС или после холодной пластической деформации.
При комнатной температуре деформационное старение сталей
развивается в течение 15 - 16 суток. Деформационное старение повышает
прочность, твердость, порог хладноломкости и резко снижает ударную вязкость
и пластичность стали.
Методом контроля склонности стали к деформационному старению
служит запись диаграммы кривой растяжения. Наличие зуба текучести
указывает на то, что в стали прошло деформационное старение.
Деформационное старение отрицательно сказывается на технологических
и эксплуатационных свойствах сталей. Оно может протекать в строительных и
мостовых сталях, подвергаемых пластической деформации при гибке, монтаже
и сварке, и, усиливаясь охрупчиванием при низких температурах, явиться
причиной разрушения конструкций. Развитие деформационного старения резко
ухудшает штампуемость листовой стали.
Склонность сталей к деформационному старению существенно
понижается при модифицировании их алюминием, ванадием, ниобием и
титаном.
3.2. Деформационное упрочнение
Деформационное упрочнение возникает при пластической деформации
металлов.
Пластическая деформация – это необратимое изменение формы и
размеров металла под действием внешней силы. Атомным механизмом
пластической деформации служит движение дислокаций (см. рис. 9).
Под действием касательного напряжения происходит упругое смещение
экстраплоскости 1 - 1 в положение 1'- 1', что приводит к переброске атомной
связи 3 - 2 в положение 3 - 1 и перемещению дислокации в плоскости
скольжения на одно межатомное расстояние. При выходе дислокации на
границу зерна произойдет сдвиг верхней части кристалла относительно нижней
на период решетки, т.е. произойдет его пластическая деформация.
Таким образом, пластическая деформация в металлах происходит не
путем одновременного смещения всех атомов, лежащих в плоскости
скольжения, а путем последовательного перемещения межатомных связей,
выражающегося в движении дислокаций.
В процессе пластической деформации металл упрочняется.
Деформационное упрочнение обусловливается природой материала
(химическим составом, типом кристаллической решетки), энергией дефектов
упаковки и внешними факторами (степенью, скоростью и температурой
деформации).
Деформационное упрочнение вызывается:
24
а) увеличением плотности дислокации от ρ=106–108см-2 (в отожженном
металле) до ρ=1010–1012 см-2 (в деформированном металле);
б) увеличением плотности точечных дефектов при деформации –
вакансий, межузельных атомов;
в) выделением в плоскостях скольжения дисперсионных частиц второй
фазы, служащих препятствием для движения дислокаций;
г) формированием ячеистой дислокационной субструктуры внутри зерен
за счет образования субграниц в виде дислокационных стенок.
Пластическая деформация сопровождается возникновением новых
дислокаций, их перераспределением и увеличением плотности (рис. 10),
образованием субзеренной структуры (рис. 11), что приводит к
деформационному упрочнению сплава, называемому наклепом.
Рис. 10. Дислокационная картина
в малоуглеродистой стали, 27500
Рис. 11. Субграницы
дислокационные, 15000
Установлено, что в качестве генераторов дислокаций служат источники
Франка-Рида (рис. 13).
Рис. 12. Схема работы источника дислокаций Франка Рида
Касательное напряжения η вызывает появление силы f= b, действующей
на дислокацию, закрепленную между узлами а и в, выгибая ее в направлении
вектора Бюргерса b. Так как сила f перпендикулярна линии дислокации, то
дислокация будет выгибаться до образования дислокационных петель, которые,
сливаясь, разрываются с образованием новой дислокации и дислокационного
кольца, в результате чего плотность дислокаций будет возрастать.
25
Упрочнение металла, вызванное увеличением плотности дислокаций в
процессе пластической деформации, можно определить по формуле
ζ = ζО + Gb
1/2
,
где ζО – напряжение сопротивления кристаллической решетки;
= – коэффициент; G – модуль сдвига; b – вектор Бюргерса;
- плотность дислокаций.
Коэффициент
, зависящий от характера распределения и
взаимодействия дислокаций, для сталей с ферритной основой (с ОЦК
решеткой) обычно находится в пределах 0,1 - 0,3, а для аустенитных сталей (с
ГЦК решеткой) – в пределах 0,3 - 0,67, что свидетельствует о более сильном
дислокационном упрочнении аустенитных сталей по сравнению с ферритными.
Дислокационное упрочнение в одних сталях в основном может быть
обусловлено дислокациями леса, а в других - дефектами упаковки, барьерами
Ломер - Коттрелла и др.
3.3. Твѐрдорастворное упрочнение
При образовании твердого раствора легирующие элементы, имеющие
несколько отличные от размеров растворителя атомные радиусы и строение
внешних электронных оболочек, подобно точечным дефектам, вызывают
упругие искажения кристаллической решетки растворителя (рис. 13), что
приводит к изменению физико-химических и механических свойств сплава:
повышается прочность, удельное электрическое сопротивление, понижается
пластичность, ударная вязкость и т.д.
Рис. 13. Искажения кристаллической
решетки в твердом растворе вокруг:
1 - примесного атома внедрения;
2 – примесного атома замещения;
3 - вакансии;
4 - дислоцированного атома
основного металла
Кроме упругого искажения кристаллической решетки, дополнительное
упрочнение твердых растворов вызывается взаимодействием примесных
атомов в виде облаков Коттрелла с дислокациями, которое затрудняет их
движение. Такое упрочнение твердых растворов называется деформационным
старением.
Таким образом, твердорастворное упрочнение происходит за счет
упругого искажения кристаллической решетки и деформационного старения.
26
В феррите легирующие элементы в количестве 1-2 % повышают его
прочность, понижают ударную вязкость и повышают порог хладноломкости.
Исключение составляет Ni, который упрочняет феррит при одновременном
увеличении ударной вязкости и понижении порога хладноломкости (рис. 14).
а
б
Рис. 14. Влияние легирующих элементов на твердость (а)
и ударную вязкость (б) феррита
В зависимости от диаметров атомов легирующих элементов в
кристаллической решетке возникают напряжения третьего рода, увеличивается
плотность дислокаций. Поэтому легированный феррит имеет более высокую
твердость и прочность. Как видно из графика (рис. 14), Мn и Si наиболее
активно упрочняют феррит и одновременно резко снижают ударную вязкость
сплавов при содержании более 1% легирующих элементов. Хром при
концентрации не более 3% повышает ударную вязкость феррита. Наиболее
существенно улучшает свойства феррита никель.
Механические свойства феррита, легированного хромом, марганцем,
никелем, зависят от скорости охлаждения. При быстром охлаждении феррита,
легированного указанными элементами, образуется не полиэдрическая, а
игольчатая структура, с повышенными механическими характеристиками.
Например, твердость феррита, легированного хромом (4% Сr), после закалки
увеличивается в 2,5 раза и составляет более 250 НВ против 100 НВ в
отожженном состоянии.
Увеличение твердости феррита объясняется фазовым наклепом при
полиморфном превращении γ-Fe→α-Fe, так как это превращение
сопровождается изменением объема. В результате происходит дробление
блоков мозаики, увеличивается плотность дислокаций.
В аустените легирующие элементы повышают его прочность при
нормальной и высоких температурах. Для легированного аустенита характерны
низкий предел текучести при сравнительно высоком пределе прочности.
Аустенит легко наклѐпывается, то есть быстро и сильно упрочняется под
действием деформации.
27
3.4. Зернограничное упрочнение
Границы зѐрен, являясь препятствием для движения дислокаций, вносят
существенный вклад в упрочнение металлических материалов. Чем более
мелкозернистый материал, тем больше относительная протяжѐнность границ и
тем выше полученное упрочнение.
Упрочнение, вызванное влиянием размера зерна (субзерна, карбида,
пакета мартенсита и т.п.), описывается уравнением Холла-Петча:
0,2
=
О
+ kd -1/2,
где
0,2 – условный предел текучести;
k – постоянная, характеризующая сопротивление границ или субграниц;
О – внутреннее сопротивление скольжению в кристаллической решетке, или
напряжение Пайерлса-Набарро;
d – размер зерна, субзерна, карбида, пакета мартенсита и т.п.
В свою очередь, внутризеренное упрочнение данного сплава, то есть его
предел текучести без учета вклада границ зерен, можно представить также
состоящим из нескольких слагаемых, каждое из которых обусловливает
влияние отдельных механизмов упрочнения аддитивно. В большинстве случаев
отмечается линейная аддитивность, т. е. вклад отдельных механизмов в общее
упрочнение суммируется:
0,2
=
О
+
ТР
+
Д
+
Ч
+
З,
где
О - сопротивление кристаллической решетки металла движению
свободных дислокаций (силы Пайрлса-Набарро);
ТР - твердорастворное упрочнение;
Д - дислокационное упрочнение;
Ч - упрочнение, вызванное частицами второй фазы (дисперсионное или
дисперсное упрочнения);
З –зернограничное упрочнение.
Повышение прочности за счѐт измельчения зѐрен и субзѐрен не
сопровождается охрупчиванием. Чем мельче зерно, тем труднее появиться и
развиться хрупкой трещине. Измельчение зерна понижает порог
хладноломкости. Чем мельче зерно, тем выше предел выносливости.
В настоящее время широко применяется субструктурное упрочнение,
основанное на создании в металле стабилизированных субграниц методами
термодеформационной обработки, препятствующих перемещению дислокаций
в пределах зѐрен.
28
3.5. Термическое упрочнение
3.5.1. Основы термической обработки
Термической обработкой называется совокупность операций нагрева,
выдержки и охлаждения сплавов, проводимых с целью изменения их структуры
и получения необходимых механических свойств – прочности, твердости,
износостойкости и др.
Получаемая структура и механические свойства стали обусловливаются
теми структурными превращениями, которые происходят при нагреве - в
соответствии с диаграммой состояния Fe – Fe3C (рис. 15, а) и при охлаждении - в
соответствии с диаграммой изотермического распада аустенита (рис. 15, б).
а
б
Рис. 15. Виды термической обработки стали У8 в зависимости от температуры
нагрева (а) и скорости охлаждения (б)
В зависимости от температуры нагрева по отношению к критическим точкам
А1, А3 и Acm термическая обработка подразделяется на полную, неполную и
низкотемпературную (см. рис. 15, а), а в зависимости от скорости охлаждения –
на отжиг, нормализацию и закалку (см. рис. 15, б).
Термическая обработка подразделяется на:
- предварительную (разупрочняющую) в виде отжига или нормализации,
применяемую для заготовок перед их механической обработкой резанием или
холодной пластической деформацией, а также с целью подготовки структуры
стали под последующую термическую обработку;
- окончательную (упрочняющую) в виде закалки и отпуска, применяемую
после механической обработки изделия для получения требуемой структуры,
механических и эксплуатационных свойств.
29
3.5.2. Структурные превращения в стали при нагреве
В стали в условиях некоторого перегрева выше температуры А1
происходит превращение перлита в аустенит (рис. 16), которое протекает или
при постоянной температуре в условиях изотермического нагрева (кривая 1),
или в интервале температур при непрерывном нагреве (кривая 2). При этом с
увеличением скорости нагрева (кривая 3) температура превращения П А
повышается.
Рис. 16. Диаграмма превращения
перлита в аустенит (П
А):
1 – изотермического;
2, 3 – в интервале температур
с различными скоростями нагрева
Зародышы аустенитных зерен образуются на межфазных границах между
ферритом и цементитом, в местах скопления дефектов структуры: дислокаций,
примесных атомов и др.- путем появления зародышей и их роста (рис.17).
а
б
в
Рис. 17. Стадии образования кристаллов аустенита:
а – образование зародышей; б – их рост до взаимного соприкосновения;
в – укрупнение зерна
Образовавшиеся зародыши растут до взаимного соприкосновения. При
дальнейшем повышении температуры или увеличении длительности выдержки
происходит рост зерен по принципу собирательной рекристаллизации.
В зависимости от склонности к росту при нагреве аустенитных зерен
различают стали наследственно крупнозернистые и наследственно
мелкозернистые (рис. 18).
Наследственно крупнозернистые стали характеризуются непрерывным
ростом зерна при температурах нагрева выше А3 или Асm.
Рис. 18. Схема роста зерна при нагреве
наследственно
крупнозернистой (1)
и наследственно мелкозернистой (2)
стали
Наследственно мелкозернистые стали отличаются низкой скоростью
роста кристаллов аустенита при нагреве до 1000 – 1050 ОС, а при дальнейшем
повышении температуры – резким увеличением их скорости роста. К таким
сталям относятся стали, дополнительно раскисленные Al или содержащие
сильные карбидообразующие элементы Ti, V, Nb и др., которые образуют
труднорастворимые в аустените карбиды, нитриды или карбонитриды типа МС
(TiC, VC, NbС, AlN, TiN, TiCN, NbСN, TiNbС и др.), преимущественно
располагающиеся по границам зерен и препятствующие их росту при нагреве
стали до высоких температур. Наследственно мелкозернистая сталь при
достаточно высокой температуре может иметь более крупное зерно аустенита,
чем наследственно крупнозернистая. Поэтому по размеру зерна в данной стали
еще нельзя судить о наследственности стали.
В результате же той или иной термической обработки получают
действительное
зерно.
Размер
действительного
зерна
аустенита
обусловливается температурой нагрева, продолжительностью выдержки и
наследственной склонностью данной стали к росту зерна при нагреве.
Кристаллы аустенита растут только при нагреве, а при последующем
охлаждении не измельчаются. Поэтому окончательный размер зерна
определяется температурой нагрева и наследственностью стали. Размеры зерен
продуктов превращения стали при охлаждении зависят от величины бывшего
аустенитного зерна: чем крупнее было зерно аустенита, тем больших размеров
образуются из него зерна перлита или мартенсита.
Влияние величины зерна на механические свойства стали
Увеличение размера зерна аустенита незначительно влияет на
прочностные свойства стали, но сильно снижает ее пластичность, ударную
вязкость, усталостную долговечность. Крупнозернистая сталь более склонна к
закалочным трещинам, деформациям и короблению.
С уменьшением же размера зерна, как правило, повышается прочность,
пластичность и вязкость. Поэтому лучшими механическими свойствами
характеризуются мелкозернистые стали.
Таким образом, измельчение зерна модифицированием, термообработкой,
легированием и т.д. является одним из перспективных методов упрочнения
металлов и сплавов. Создание в зѐрнах хорошо развитой субструктуры ещѐ
более усиливает зернограничный механизм упрочнения.
3.5.3. Структурные превращения в стали при охлаждении
При охлаждении (см. рис. 15, б) аустенит может испытывать три вида
превращений: перлитное – до температур перегиба С-кривых, бейнитное – от
температур перегиба С-кривых до температуры начала мартенситного
упрочнения МН и мартенситное – ниже МН.
3.5.3.1. Перлитное превращение
Перлитное превращение переохлажденного аустенита протекает в
интервале температур А1 – 550 ОС. При медленном охлаждении V1, т.е. при
температурах превращения 700 – 650 ОС, образуется грубая смесь феррита и
цементита, называемая перлитом (П).
При более высокой скорости охлаждения V2, т.е. при температурах
превращения 650 – 550 ОС, образуется более дисперсная феррито-цементитная
смесь, называемая сорбитом (С). При еще более высокой скорости охлаждения
V3, то есть при температурах превращения 550 – 500 ОС, образуется
высокодисперсная феррито-цементитная смесь, называемая трооститом (Т), в
котором составляющие феррито-цементитной смеси под оптическим
микроскопом почти не выявляются.
Чем больше переохлаждение, тем дисперснее получается ферритоцементитная смесь, тем выше твердость стали.
3.5.3.2. Мартенситное упрочнение
Мартенситное упрочнение происходит при закалке сталей и сплавов,
когда при охлаждении со скоростью больше критической (VОХЛ ≥ VКР) аустенит
с ГЦК решеткой по бездиффузионному (сдвиговому) механизму превращается
в мартенсит с сохранением в нем такой концентрации углерода и легирующих
элементов, какая была в аустените.
Мартенсит
При закалке железоуглеродистых сплавов образуется реечный (пакетный)
-мартенсит или двойникованный (пластинчатый) -мартенсит.
Реечный -мартенсит
Реечный
-мартенсит – упорядоченный перенасыщенный твердый
раствор углерода в α-Fe с объемноцентрированной тетрагональной (ОЦТ)
решѐткой (рис. 19), характеризующийся очень высокой твердостью и
хрупкостью.
В процессе превращения кристаллическая решетка аустенита когерентно
сопряжена с кристаллической решеткой мартенсита по определенным
кристаллографическим плоскостям. При этом вследствие разности плотности
упаковки кристаллических решеток аустенита и мартенсита возникают
значительные напряжения, вызывающие повышение плотности дислокаций до
39
1011 1012
см-2,
появление
многочисленных
субграниц,
двойников,
дислокационных сплетений, в совокупности обусловливающих высокую
прочность, твердость и низкую вязкость мартенсита. Одним из механизмов
упрочнения также является образование в мартенсите атмосфер Коттрелла на
дислокациях.
Рис. 19. Кристаллическая
ячейка мартенсита (ОЦТ)
Тетрагональность с/а 1 вызывается преимущественным расположением
атомов углерода в октаэдрических пустотах ОЦК решетки в направлении,
например, оси Z. Тетрагональность возрастает с увеличением содержания
углерода. Чем больше тетрагональность, тем выше твердость, прочность и
хрупкость мартенсита.
Наиболее часто кристаллы
-мартенсита в конструкционных
углеродистые и легированных сталях имеют форму тонких реек, вытянутых в
одном направлении и видимых под микроскопом в виде игл.
Реечный -мартенсит называют пакетным, массивным, дислокационным,
высокотемпературным, недвойникованным.
Мартенситная диаграмма
Мартенситное превращение протекает в интервале температур МН - МК
(рис. 20).
а
б
Рис. 20. Мартенситная диаграмма (а) и влияниие концентарации
углерода на количество остаточного аустенита (б)
40
В соответствии с мартенситной диаграммой с увеличением содержания
углерода температуры начала МН и окончания МК мартенситного превращения
понижаются. Из рис. 21 видно, что в сталях с содержанием углерода C > 0,6%
температура окончания мартенситного превращения лежит в области
отрицательных температур. Поэтому в этих сталях после закалки будет
содержаться остаточный аустенит (АОСТ), количество которого увеличивается с
повышением содержания углерода в стали.
С понижением температуры от МН до МК количество мартенсита
возрастает не за счет укрупнения кристаллов мартенсита, а в результате
образования новых кристаллов мартенсита. Если охлаждение остановить, то
мартенситное превращение прекратится.
Двойникованный -мартенсит
При закалке высоколегированных сталей с низкой энергией дефектов
упаковки (ЭДУ) наряду с -мартенситом ( -М) с ОЦТ решеткой образуется
-мартенсит ( -М) с ГПУ решеткой, который называют пластинчатым,
двойникованным.
После закалки между пластинами -мартенсита сохраняется остаточный
аустенит. Плотность дислокаций в пластинчатом -мартенсите значительно
меньше, чем в реечном -мартенсите и составляет 109 - 1010см-2.
Предполагается, что готовыми зародышами ε-мартенсита являются
дефекты упаковки в кристаллах аустенита.
Кристаллы -мартенсита имеют форму пластин, толщина которых обычно
не превышает нескольких сотен нанометров (рис. 21).
Рис. 21. Микроструктура -мартенсита
В отличие от -мартенсита, имеющего большую плотность дислокаций,
-мартенсит характеризуется высокой плотностью дефектов упаковки.
Пластинчатый
-мартенсит
отличается
достаточно
высокой
пластичностью, что, в частности, обусловливается
тем, что одним из
механизмов его деформации, наряду со скольжением, является двойникование.
39
Пластинчатый -мартенсит является конечной или промежуточной фазой
при превращении аустенита в процессе охлаждения или деформации в
высоколегированных хромоникелевых, марганцевых, хромомарганцевых и
некоторых других сталях и сплавах. Обычно образование -мартенсита
происходит на начальных стадиях деформации, а при последующей
деформации появляется - мартенсит, то есть -мартенсит часто является
промежуточной фазой в реакции:
А
-М
-М.
Кристаллы -мартенсита возникают преимущественно внутри и на
пересечении пластин
-мартенсита. Во многих высоколегированных
(хромоникелевых и др.) сталях при закалке образуются обе мартенситные фазы
-М и -М.
Двойникованный
-мартенсита служит основной в двухфазных
немагнитных метастабильных + сталях. Повышение прочности таких сталей
может быть получено предварительной пластической деформацией или
термоциклической обработкой (ТЦО), а также сочетанием этих способов, то
есть путем механического и фазового наклепа.
Обратное мартенситное превращение
Обратное превращение мартенсита в аустенит может происходить двумя
способами.
Первый осуществляется обычной диффузионной кинетикой подобно
переходу одного твѐрдого раствора в другой. В этом случае состав
существующих фаз (то есть мартенсита и аустенита) в интервале превращений
различен.
Второй способ перехода - бездиффузионный, когда в интервале
температур превращения состав фаз постоянный. Такое превращение
сопровождается образованием обратного рельефа в структуре, что
характеризует ориентированность превращения. Следовательно, этот переход
мартенсита в аустенит имеет черты мартенситного превращения и называется
поэтому обратным мартенситным превращением.
Сдвиговое образование аустенита сопровождается его наклѐпом,
упрочнением (фазовый наклѐп).
Мартенсит деформации и напряжения
Деформация аустенита при температурах выше МН может приводить к
образованию мартенсита как в упругой, так и в пластической области.
Мартенсит, образующийся при деформации в упругой области, называют
мартенситом напряжения, а мартенсит, получающийся под действием
пластической деформации, - мартенситом деформации. В отличие от них,
мартенсит, образующийся при охлаждении в мартенситном интервале
температур, называется мартенситом охлаждения.
40
Мартенсит напряжений образуется под действием напряжений ниже
предела текучести путем такого же процесса зарождения и роста кристаллов,
что и при возникновении обычного мартенсита охлаждения.
Мартенсит деформации образуется в результате мартенситного
превращения в процессе пластической деформации. Кристаллы мартенсита
деформации отличаются высокой дисперсностью и имеют вид длинных
пластин или стержней. Мартенситное превращение идет только в процессе
пластической деформации. После снятия нагрузки или прекращения
пластического течения новые кристаллы мартенсита не образуются.
Мартенсит деформации образуется только в области температур выше
МН, но ниже MД, выше которой никакой пластической деформацией получить
мартенсит нельзя.
Схема напряженного состояния при деформации оказывает значительное
влияние на интенсивность образования и структуру мартенсита деформации.
При двухосном растяжении мартенситное превращение протекает в меньшей
степени по сравнению с одноосным. При сжатии мартенсита образуется
меньше, чем при растяжении.
3.5.3.3. Бейнитное упрочнение
Бейнитное превращение протекает в температурной области между
перлитным и мартенситным превращениями, когда скорость самодиффузии
углерода еще достаточно высока. В результате образуется структура, состоящая
кристаллов феррита и частиц цементита, называемая бейнитом (рис. 22).
τ, с
τ, с
а
б
Рис. 22. Диаграммы изотермического превращения аустенита для
легированных сталей:
а – высокоуглеродистых; б – низкоуглеродистых (цифры у кривых
показывают степень превращения)
В начале бейнитного превращения происходит диффузионное
перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию в нем
объемов, обогащенных и обедненных углеродом.
41
Из обедненных участков аустенита по мартенситному (сдвиговому)
механизму образуются кристаллы феррита с несколько повышенным
содержанием до 0,1 – 0,2% углерода, а из обогащенных углеродом зон
аустенита в процессе изотермической выдержки выделяются частицы
цементита. Мартенситный механизм образования феррита обусловливает
игольчатую структуру бейнита.
Особенность промежуточного превращения в легированных сталях
заключается в том, что оно не идет до конца. Часть аустенита, обогащенного
углеродом, при изотермической выдержке не распадается и при дальнейшем
понижении температуры может лишь частично превратиться в мартенсит или
даже не претерпевать этого превращения. Таким образом, в результате
промежуточного превращения легированная сталь приобретает структуру,
состоящую из бейнита и некоторого количества нераспавшегося, остаточного
аустенита (АОСТ).
Различают структуру верхнего и нижнего бейнита.
Верхний бейнит, образующийся в области температур 500 – 350 ОС,
имеет «перистый» вид (типа резаной соломы), в котором цементит выделяется
не в виде пластинок, как в перлите, а в виде изолированных узких частиц.
Нижний бейнит образуется в интервале температур от 350 ОС до МН и
имеет игольчатое строение. Цементитные частицы в нижнем бейните
располагаются в пластинах -фазы.
Замедление распада аустенита в перлитной зоне объясняется малой
скоростью диффузии легирующих элементов в аустените и уменьшением
скорости диффузии углерода под влиянием карбидообразующих элементов.
Области перлитного и бейнитного превращения (рис. 22, а) разделены
температурой максимальной устойчивости переохлажденного аустенита Т',
которая для легированных сталей составляет: хромистых Т' = 450 - 500 ОС,
вольфрамо-молибденовых (W – Mo)
Т' =500 - 550 ОС - и соответствует
температуре начала обособления специальных карбидов этих элементов из
твердого раствора. При температуре ниже Т' специальные карбиды не
образуются, так как диффузия карбидообразных элементов в этих условиях
очень низкая.
Легирующие элементы влияют неодинаково на устойчивость аустенита в
перлитной и промежуточной областях. Чаще в сталях с высоким содержанием
углерода максимальная скорость превращения соответствует интервалу
температур перлитного превращения (рис. 22, а), в низкоуглеродистых сталях интервалу температур промежуточной области (см. рис. 22, б).
В некоторых сталях, например содержащих 0,3 - 0,4 %С и 10 - 12% Cr,
бейнитное превращение (А Б) отсутствует, а в низкоуглеродистых
легированных сталях с повышенным содержанием Cr, Ni, Mo отсутствует
перлитное превращение (А П) и реализуется только промежуточное
бейнитное превращение.
Нижний бейнит по сравнению с продуктами распада аустенита в
перлитной области (сорбит, троостит) имеет более высокую твердость и
прочность при сохранении достаточно высокой пластичности.
42
3.5.4. Характеристика видов термической обработки
3.5.4.1. Отжиг
Отжиг сталей относится к предварительной разупрочняющей
термической обработке и состоит из нагрева деталей до температур выше
критических, выдержки и медленного охлаждения (с печью). Отжиг
подразделяется на полный, неполный, рекристаллизационный, изотермический
и др. (см. рис. 14).
Полный отжиг применяется для перекристаллизации доэвтектоидных
сталей и заключается в нагреве до температуры выше А3 на 30 – 50 ОС,
выдержки для завершения фазовых превращений с последующим медленным
охлаждением (с печью) до Т = 400–500 ОС и далее на воздухе. После полного
отжига образуется мелкозернистая структура стали с почти полностью снятыми
внутренними напряжениями, характеризующаяся пониженной прочностью,
высокой пластичностью и ударной вязкостью.
Неполный отжиг преимущественно применяется для заэвтектоидных
сталей и состоит из нагрева до межкритических температур А1 - А3 (Аст),
обычно до температуры выше А1 на 10 – 30 ОС, которая обеспечивает
превращение перлита в аустенит (П→А) и позволяет получить зернистую
форму цементита вместо пластинчатой. Охлаждение при неполном отжиге
должно быть медленным, чтобы обеспечить распад аустенита на ферритнокарбидную смесь, сфероидизацию и коагуляцию образовавшихся карбидов.
Полный отжиг для заэвтектоидных сталей с нагревом выше Аcm не
применяется, так как он приводит к образованию карбидной сетки, которая сильно
повышает хрупкость стали.
Заэвтектоидная сталь со структурой зернистого перлита имеет высокую
пластичность и низкую твердость, хорошо обрабатывается резанием и
холодной пластической деформацией.
Для облегчения сфероидизации неполный отжиг может осуществляться с
циклическим изменением температуры около точки А1 (рис. 23).
Рис. 23. Схема циклического
отжига при сфероидизации
,с
Неполный отжиг доэвтектоидных сталей проводят при 750 – 770 ОС и
применяют для улучшения их обрабатываемости резанием.
Рекристаллизационный отжиг применяется в основном как
промежуточная операция для снятия наклепа (деформационного упрочнения)
между операциями холодной пластической деформации.
43
Для углеродистых сталей с 0,08 – 0,2 % С, чаще подвергаемых холодной
деформации (листовой штамповке, волочению), рекристаллизационный отжиг
проводится при температурах 680–700 ОС с последующим охлаждением на
воздухе. При этом происходит рекристаллизация феррита, а также протекают
процессы коагуляции и сфероидизации цементита.
Изотермический отжиг обычно состоит в нагреве легированной стали,
как и для полного отжига, до температуры выше А3 на 30 – 50ОС и
сравнительно быстром охлаждении до температуры, лежащей ниже точки А1
(обычно 660 – 680 ОС). При этой температуре назначают изотермическую
выдержку 3 - 6 ч, необходимую для полного распада аустенита, после чего
следует охлаждение на воздухе (рис.24).
Рис. 24. Схема изотермического
отжига
,с
Преимущества изотермического отжига:
-сокращение длительности процесса, особенно для легированных сталей,
которые при обычном отжиге для получения заданного снижения твердости
приходится охлаждать очень медленно.
-образование более однородной ферритно-перлитной структуры.
Диффузионный гомогенизационный
отжиг
применяется для
выравнивания химического состава зерен твердого раствора, устранения
дендритной ликвации в слитках или отливках преимущественно из
легированных сталей. Диффузионный отжиг проводится при высоких
температурах 1100–1200 ОС с длительной выдержкой 12–15 ч и медленным
охлаждением с печью до 800 ОС и далее на воздухе. Такой отжиг в
значительной степени предотвращает появление в горячедеформированной
легированной стали таких дефектов, связанных с дендритной ликвацией, как
шиферность (слоистый излом) и флокены (скопления тонких внутренних
трещин).
В результате высокой температуры и длительной выдержки после
диффузионного отжига обычно наблюдается перегрев, часто видманштеттова
структура, в которой крупные пластинчатые кристаллы феррита (в
доэвтектоидной стали) пересекают крупные зерна перлита. Видманштеттова
структура обычно устраняется повторным полным отжигом.
39
3.5.4.2. Нормализация
Нормализация - термическая обработка, состоящая из нагрева выше
температур А3 или Асm на 40 – 50 ОС, выдержки и охлаждения на воздухе.
Нормализация проводится с целью перекристаллизации стали, снятия
внутренних напряжений и устранения крупнозернистой структуры, полученной
при литье, прокатке, горячей ковке или штамповке, а также для подготовки
структуры стали к закалке.
По сравнению с отжигом при нормализации доэвтектоидной стали распад
аустенита на феррито-цементитную смесь происходит при более низких
температурах, в результате чего образуется более дисперсная (измельченная)
феррито-перлитная структура (рис. 25, б), характеризующаяся несколько более
высокой прочностью и твердостью (на 5 – 10%).
а
б
Рис. 25. Микроструктура стали 40 после отжига (а) и нормализации (б)
Для низкоуглеродистых сталей нормализацию применяют вместо отжига.
При
повышении
твердости
нормализация
обеспечивает
большую
производительность при обработке резанием и получение более чистой
поверхности.
Во многих случаях для деталей из низкоуглеродистых сталей
нормализация является окончательной термической обработкой.
Нормализация с последующим высоким отпуском (600 - 650 ОС) часто
используют для исправления структуры легированных сталей вместо полного
отжига, так как производительность и трудоемкость этих двух операций выше,
чем одного отжига.
Для заэвтектоидных сталей нормализация применяется с целью устранения
цементитной сетки.
3.5.4.3. Закалка
Закалка стали – вид упрочняющей термической обработки, состоящей из
нагрева до температуры выше фазовых превращений, выдержки и охлаждения
со скоростью выше критической (VКР) с получением структуры мартенсита.
39
При скорости охлаждения, несколько меньшей критической, то есть в
случае пересечения кривой охлаждения первой ветви С-образной кривой, закалка
будет частичной (см. рис. 15, V4), а полученная структура состоять из
мартенсита и троостита, что приводит к некоторому снижению твердости.
Обычно доэвтектоидные (C < 0,8 %) стали подвергают полной закалке с
температурой нагрева в интервале А3 + 30 – 50 ОС, а заэвтектоидные (C > 0,8%)
стали – неполной закалке с температурой нагрева в интервале А1+30 – 50ОС.
Неполная закалка доэвтектоидной стали с нагревом до
межкритических температур А1 – А3 не применяется ввиду того, что ее
структура наряду с мартенситом будет содержать мягкую структурную
составляющую феррит, который значительно снижает твердость и прочность
детали (рис. 26).
Рис. 26. Микроструктура доэвтектоидной стали после неполной
закалки (Ф - феррит, М – мартенсит). х500
Для заэвтектоидной стали, наоборот, оптимальной является неполная
закалка с нагревом выше А1, но ниже Аст. При этом структура стали будет
состоять из мартенсита, зернистого цементита и остаточного аустенита (АОСТ).
Преимущества неполной закалки заэвтектоидной стали по сравнению с
полной:
-наличие в структуре глобулярного цементита обеспечивает высокую
твердость, прочность и достаточно высокую пластичность стали;
-меньшее количество остаточного аустенита, которого в стали содержится
после неполной закалки 5 - 7 %, а после полной – 10 - 15 %;
- уменьшение окисления и обезуглероживания поверхности изделия;
- снижение уровня закалочных напряжений;
- экономия энергии.
Для облегчения сфероидизации и увеличения прокаливаемости
заэвтектоидные стали перед закалкой подвергают нормализации при температуре
860 – 880 ОС.
39
Способы закалки
Охлаждающие среды для закалки выбираются в зависимости от марки
стали. Они должны обеспечить скорость охлаждения стали не ниже
критической.
При закалке углеродистой и некоторых низколегированных сталей в
качестве охлаждающей среды используется вода, водные (8–12%-ные)
растворы NaCl или NaOH и др.
При закалке легированных сталей обычно применяется подогретое до
60–90 ОС масло, когда оно обладает минимальной вязкостью.
Способы закалки приведены на рис. 27.
Рис. 27. Способы закалки:
1 – в одной охладителе;
2 – в двух средах;
3 – ступенчатая;
4 – изотермическая
,с
Наиболее широко применяется закалка в одном охладителе (кривая 1)
– в воде или в масле.
Способ закалки в двух средах (кривая 2) состоит из быстрого
охлаждения в воде до температур несколько выше точки МН с последующим
охлаждении в менее интенсивном охладителе (например, в масле). В этом
случае значительно уменьшаются внутренние напряжения. Применяется при
закалке инструмента из высокоуглеродистых сталей.
При ступенчатой закалке (кривая 3) сталь сначала охлаждается в
среде, имеющей температуру выше критической МН на 20 – 30 ОС, и
выдерживают в ней сравнительно короткое время с тем, чтобы не произошло
бейнитного превращения. Затем изделие охлаждают до комнатной
температуры на воздухе.
Cтупенчатая закалка применяется для деталей сложной конфигурации
(шестерни и др.) небольших размеров (диаметром 10–30 мм) из
легированных сталей при требовании минимальной деформации.
Изотермическая закалка (кривая 4) проводится, как и ступенчатая, в
среде имеющей температуру выше точки МН на 20 – 30 ОС, но с более
длительной выдержкой, обеспечивающей распад аустенита на бейнит с
сохранением остаточного аустенита в размере 10 – 20 % и далее на воздухе.
Применяется для деталей из легированных сталей, склонных к короблению и
образованию трещин.
Cтупенчатая и изотермическая закалки сопровождаются образованием
большого количества остаточного аустенита.
40
Поверхностная индукционная закалка стали
Индукционная закалка применяется для повышения прочности
поверхностного слоя детали. Производится с нагревом в индукторе токами
высокой частоты (рис. 28)
Рис. 28. Схема нагрева изделия при
индукционной закалке:
1 – деталь; 2 – индуктор
Нагрев изделия происходит в индукторе (соленоиде), по которому
проходит переменный ток высокой частоты. В изделии индуцируются
вихревые токи, благодаря чему оно разогревается.
При печном нагреве (1-2 ОС/мин) аустенитизация протекает наряду с
гомогенизацией аустенита, которая как бы подготавливает превращение
γ→α. В этих условиях начальное зерно аустенита, образующееся сразу же
после завершения превращения, соответствует 8-9 баллам.
При скоростях нагрева более 100 ОС/с превращение α → γ протекает
практически бездиффузионно. Если в исходной структуре феррит и перлит
находятся в дисперсном состоянии (сорбит), то при скоростном нагреве
происходит измельчение начального зерна аустенита. Так, при скорости
нагрева 10ОС/с начальное зерно измельчается до 11 - 12-го балла, а при
скорости нагрева более 100 ОС/с - до 13-15-го балла.
При индукционном нагреве, идущем с большой скоростью и без
выдержки в конце, фазовые превращения в стали не успевают завершиться.
Поэтому при индукционном нагреве температура закалки значительно
выше, чем при нагреве в печи. Чем крупнее исходное зерно в структуре и чем
выше скорость нагрева стали в области фазовых превращений, тем выше
температура нагрева стали при закалке.
После нагрева т.в.ч. производится быстрое охлаждение в воде с
помощью спреерного (струйчатого) устройства или окунанием изделия в
закалочную ванну.
Толщина закаленного слоя при индукционной закалке обратно
пропорциональна частоте переменного тока.
Обычно считают, что площадь сечения закаленного слоя должна быть
не более 20 % от всего сечения.
Конструкция индукторов определяется формой детали, условиями
нагрева и охлаждения стали. Конфигурация индуктора повторяет форму
обрабатываемого участка детали. Для закалки плоских деталей применяют
петлевые индукторы.
39
После поверхностной закалки изделия подвергают низкому отпуску
при Т=160 – 200 ОС, а нередко и самоотпуску на твердость 42- 45 HRC. В
последнем случае охлаждение проводят не до конца и в стали сохраняется
некоторое количество теплоты, нагревающее закаленный слой до
температуры отпуска.
Для поверхностной индукционной закалки чаще применяют
углеродистые стали, содержащие 0,4–0,5 % С (стали 35, 40, 45), реже легированные стали типа 35Х, 40Х, 45Х, хромоникелевые 40ХН и др.
По сравнению с обычной закалкой поверхностная индукционная
закалка имеет следующие преимущества:
-более высокую твердость на 3 – 6 HRC за счет высокой скорости
охлаждения;
-получение более мелкого зерна 9 – 10 балла вместо 7 – 8 балла при
обычной закалке;
-повышение предела усталости в результате появления остаточных
напряжений сжатия, величина которых достигает 500 – 600 H/мм2.
С технологической точки зрения индукционный нагрев позволяет:
-сократить длительность термической обработки;
-снизить окалинообразование и обезуглероживание;
-уменьшать деформацию и коробление изделий;
-создать условия для автоматизации процесса закалки.
Закаливаемость и прокаливаемость
Закаливаемость – это повышение твердости стали в результате
закалки.
Закаливаемость стали в первую очередь обусловливается содержанием
углерода: чем больше углерода, тем выше твердость после закалки.
Легирующие элементы оказывают слабое влияние на закаливаемость.
Прокаливаемость – толщина закаленного слоя, имеющего троостомартенситную или мартенситную структуру.
Диаметр заготовки, в которой полумартенситная структура образуется
в центре заготовки, называют критическим, то есть детали такого диаметра
прокаливаются по всему сечению. Полумартенситная структура не всегда
обеспечивает необходимые механические свойства, поэтому иногда
прокаливаемость определяют по толщине слоя, состоящего из 95 или 99 %
мартенсита. При полной прокаливаемости свойства стали по сечению
одинаковые.
Прокаливаемость
увеличивается
с
повышением
содержания
легирующих элементов и почти не зависит от содержания углерода в стали.
Прокаливаемость заметно повышают такие элементы, как Mn, Cr, Mo и
малые присадки бора В (0,003 – 0,005%). Меньшее влияние оказывают Ni и
Si.
40
3.5.4.4. Превращения при отпуске в закаленной стали
После закалки детали с мартенситной структурой отличаются высокой
хрупкостью. Поэтому они подвергаются отпуску с целью повышения
вязкости (уменьшения хрупкости), снижения внутренних напряжений и
получения требуемых механических свойств.
Отпуском называется термическая обработка, состоящая из нагрева до
температуры ниже А1, выдержки и охлаждения на воздухе.
При отпуске происходит распад мартенсита и остаточного аустенита по
диффузионному механизму с образованием структуры, состоящей из феррита
и карбидных частиц.
Различают следующие три вида отпуска: низкий, средний и высокий.
Низкий отпуск
Первым структурным превращением при нагреве закаленных сталей
является образование сегрегаций углерода, которое протекает путем:
а) образования примесных атмосфер на дефектах кристаллической
решетки мартенсита (атомы углерода упруго притягиваются к дислокациям и
дислокационным стенкам);
б) формирования кластеров в виде плоских скоплений атом углерода
одноатомной толщины.
Образование примесных атмосфер на дислокациях начинается сразу же
после закалки и завершается через 1 – 2 ч. Для насыщения атмосфер
углеродом на дислокациях в мартенсите тpeбуется примерно 0,2 % С.
Кластеры образуются в мартенсите при температурах 80–100 ОС. Их
появление приводит к значительным упругим искажениям кристаллической
решетки мартенсита. С повышением температуры кластеры укрупняются.
При температурах низкого отпуска 160 – 200 ОC происходит распад
мартенсита с образованием -карбидных частиц Fe2,4C в виде тонких пластин
с гексагональной плотноупакованной кристаллической pешеткой, когерентно
связанной с решеткой мартенсита.
Образование -карбидных частиц приводит к уменьшению содержания
углерода в мартенсите и снижению его тетрагональности с/а, что
обеспечивает некоторое повышение вязкости стали.
Получаемая структура стали после низкого отпуска называется
отпущенным мартенситом, представляющим собой обедненный
углеродом мартенсит и когерентно связанные с ним -карбидные частицы.
Образование структуры отпущенного мартенсита сопровождается
протеканием разупрочняющих и упрочняющих процессов.
К разупрочняющим процессам относятся: обеднение углеродом
мартенсита, уменьшение его тетрагональности, частичная релаксация
остаточных (закалочных) микронапряжений, перераспределение в результате
процессов возврата дефектов кристаллической решетки (дислокаций,
вакансий, межузельных атомов и др.).
41
К упрочняющим процессам относятся образование сегрегации атомов
углерода, кластеров и когерентных -карбидных частиц, вызывающих
появление упругих искажений кристаллической решетки и повышающих
сопротивление движению дислокаций.
Следует отметить, что в сталях, содержащих менее 0,2 % С, не
происходит выделение -карбидов, так как большая часть атомов углерода
находится в примесных сегрегациях вокруг дислокаций. При закалке таких
сталей образуется не тетрагональный мартенсит, а перенасыщенный
углеродом феррит, что не приводит к сильному повышению твердости.
Поэтому стали с содержанием С < 0,2 % не закаливаются.
Низкому отпуску подвергают режущий и измерительный инструмент
из высокоуглеродистых и низколегированных сталей, а также детали,
претерпевшие поверхностную индукционную закалку, цементацию и др.
В целом после низкого отпуска при 160 – 200 ОС у стали несколько
повышается ударная вязкость, а твердость и прочность почти не изменяются.
Средний отпуск
При температурах отпуска 200 – 300 ОС, при сохранении
когерентности, происходит утолщение -карбидных выделений. Однако в
этой температурной области наиболее заметные структурные изменения
вызываются превращением остаточного аустенита (АОСТ) в нижний бейнит.
Это превращение сопровождается увеличением объема, дальнейшим
снижением содержания углерода в мартенсите до 0,1 – 0,2 % и
приближением его тетрагональности (отношения с/а) к единице. При этом
образуются те же фазы, что и при отпуске закаленного мартенсита при той
же температуре, но структурное состояние и свойства продуктов распада
остаточного аустенита отличаются от структурного состояние и свойств
продуктов, получаемых при превращении мартенсита.
Средний отпуск проводится при температурах 350 – 500 ОС и
сопровождается нарушением когерентности
-карбидных частиц и
превращением их в обособленные кристаллы цементита зернистой формы.
При среднем отпуске полностью завершается выделение углерода из
мартенсита, рентгеноструктурный анализ не показывает разницы между
решетками мартенсита и феррита. Кристаллы мартенсита, сохраняя
игольчатую или пластинчатую форму, превращаются в кристаллы феррита.
Наряду с карбидными превращениями, при этих температурах отпуска
происходит полигонизация феррита, сопровождающаяся заметным
снижением внутренних напряжений.
Образующаяся после среднего отпуска при 350 – 500 ОС структура
стали называется трооститом отпуска, состоящего из высокодисперсных
пластинчатых кристаллов феррита и зернистых карбидных частиц и
имеющего твердость 40 – 45 HRC.
Средний отпуск заметно повышает упругие свойства стали и
применяется главным образом для пружин, рессор, деталей штампов и др.
42
Высокий отпуск
Высокий отпуск проводится при 550 – 650 ОС и приводит к получению
структуры, называемой сорбитом отпуска, который состоит из ферритной
матрицы и дисперсных зернистых карбидов.
При температурах отпуска свыше 550 ОС усиливаются процессы
сфероидизации и коагуляции карбидных частиц, протекает полигонизация и
рекристаллизация кристаллов феррита, происходит дальнейшее снижение
прочности и повышение пластичности стали.
Коагуляция (укрупнение) карбидов происходит вследствие переноса
атомов углерода через раствор путем растворения мелких (меньше
критического для данной температуры размера акр) и роста более крупных
карбидных частиц.
Легирующие элементы Mo, W, V, Cr замедляют процесс коагуляции,
сохраняя при этом высокую дисперсность карбидных частиц, соответственно
большую прочность. Выделение из твердого раствора карбидов МС, М 2С
нередко вызывает повышение твердости – дисперсионное упрочнение.
Все описанные процессы превращения закаленной стали при отпуске
происходят внутри мартенситных пластин, а потому игольчатое строение
структуры стали сохраняется до весьма высоких температур отпуска (до
~600ОС). При температуре отпуска свыше 600 ОС начинают протекать
рекристаллизационные процессы, приводящие к замене пластинчатой
структуры на равноосно-зернистую.
Высокий отпуск создает наилучшее соотношение прочности и вязкости
стали.
Термическая обработка, состоящая из закалки и высокого отпуска,
называется улучшением, которому подвергаются конструкционные стали,
содержащие С = 0,3 – 0,5 %.
Частицы карбидов в структуре троостита или сорбита после отпуска в
отличие от троостита и сорбита, полученных в результате распада
переохлажденного аустенита, имеют зернистое, а не пластинчатое строение.
При одинаковой твердости и прочности сталь с зернистой структурой
карбидных частиц отличается более высокой ударной вязкостью и
пластичностью.
В целом с повышением температуры отпуска прочность и твердость
стали уменьшается, а пластичность и вязкость увеличивается.
Остаточные напряжения при закалке
При закалке изделий в них возникают внутренние напряжения,
которые подразделяются на температурные и структурные (или фазовые).
Температурные напряжения появляются вследствие неравномерного
охлаждения поверхности и сердцевины изделия, а также вследствие
неравномерного охлаждения отдельных элементов изделия, различающихся
по толщине (диаметру и т.п.). В процессе закалки поверхностные слои
испытывают напряжения растяжения, а срединные слои – напряжения
сжатия.
43
Структурные напряжения возникают в результате увеличения
объема во время протекания мартенситного превращения А→М, так как
решетка мартенсита ОЦТ (объемно-центрированная тетрагональная) менее
плотноупкованная, чем ГЦК решетка аустенита. Структурные напряжения
вызывают появление в поверхностных слоях напряжений сжатия, а в
срединных – напряжений растяжения, т.е. противоположных тепловым.
После того как изделие охладится полностью, то есть произойдет
выравнивание температуры по сечению и прекратятся фазовые превращения,
в
изделии
появляются
остаточные
напряжения,
являющиеся
результирующими температурных и структурных напряжений.
Остаточные напряжения значительно снижают ударную вязкость
закаленной стали, вызывают появление таких дефектов, как коробление
изделий, закалочных трещин и др.
3.5.4.5. Обработка стали холодом
В закаленной стали, особенно содержащей более 0,4–0,5 % С, всегда
присутствует остаточный аустенит (АОСТ) от 2–5 до 10–20 %, который
понижает твердость, износостойкость, а также самопроизвольно может
превратиться в мартенсит при низких температурах или под действием
приложенных к детали сил, что вызывает появление внутренних напряжений
и может привести к разрушению детали (например, в районах крайнего
севера).
Для уменьшения количества АОСТ применяют обработку холодом,
заключающуюся в охлаждении свежезакаленной стали до отрицательных
температур в жидком азоте (-196 ОС) или углекислоте (-70 ОС).
Обработка холодом преимущественно применяется для легированных
сталей, температура окончания мартенситного превращения МК которых
лежит ниже нуля.
Обработку холодом обычно выполняют сразу после закалки, так как
выдержка в течение 3–6 ч закаленной стали при комнатной температуре
стабилизирует аустенит, что уменьшает эффект обработки холодом.
Сразу после обработки холодом выполняют низкий отступ при
температуре 160–180 ОС.
3.5.4.6. Отпускная хрупкость
При отпуске (250 - 400 ОС и 450 - 650 ОС) некоторых легированных
сталей снижается ударная вязкость. Такое снижение вязкости получило
название отпускной хрупкости.
Различают два вида отпускной хрупкости:
-необратимая хрупкость или хрупкость 1-го рода - при температурах
отпуска 250 - 400 ОС наблюдается у легированной и углеродистой стали;
44
-обратимая отпускная хрупкость или хрупкость 2-го рода - при
температурах отпуска 450 - 600 ОС наблюдается только у легированных
сталей (рис. 29).
Рис. 29. Виды отпускной
хрупкости:
1 – необратимая;
2 – обратимая
Необратимая отпускная хрупкость
Необратимая отпускная хрупкость появляется при температурах
отпуска 250 - 400 ОС у всех сталей, независимо от их состава и скорости
охлаждения.
Отличительной особенностью такой хрупкости является необратимый
характер. Повторный отпуск не улучшает вязкости. Она устраняется лишь
нагревом до температуры свыше 400 ОС, снижающим, однако, твердость.
Последующий нагрев при 250 - 400 ОС не снижает ударную вязкость.
Механизмами необратимой хрупкости закаленной стали при отпуске
являются: деформационное старение (блокировка дислокаций примесными
атомами N2, С2); сегрегации примесей фосфора по межфазным границам;
дисперсионное твердение, возникающее при распаде твердого раствора с
образованием мелкодисперсной фазы карбидов, нитридов, фосфидов и
других химических соединений, и др.
Необратимая хрупкость стали, появляющаяся при среднем отпуске, не
зависит от скорости охлаждения после отпуска и сопровождается небольшим
повышением твердости и прочности стали.
Избежать отпускной хрупкости первого рода можно путем замены
двойной обработки (закалка с отпуском) одинарной, изотермической
закалкой. В этом случае при равном пределе прочности значительно
повышается ударная вязкость и снижается чувствительность стали к
концентраторам напряжений.
Обратимая отпускная хрупкость
Обратимая отпускная хрупкость (2-го рода) преимущественно
проявляется в легированных сталях при их отпуске в интервале
температур
450 - 600 ОС с последующим медленным охлаждением. Такая хрупкость
вызывает сильное уменьшение ударной вязкости и, что самое главное,
повышение порога хладноломкости.
Обратимой отпускная хрупкость называется потому, что после
повторного такого же отпуска она может возникнуть снова. Обратимая
45
хрупкость проявляется тем сильнее, чем медленнее охлаждение стали после
отпуска. Она может быть устранена повторным отпуском при 600 - 650 ОС с
последующим быстрым охлаждением.
Обратимая отпускная хрупкость приводит к уменьшению ударной
вязкости и, что самое главное, повышает порог хладноломкости. При
быстром охлаждении вязкость стали монотонно возрастает с повышением
температуры отпуска.
Не все стали склонны к отпускной хрупкости 2-го рода. Она не
появляется у углеродистых сталей, но возникает после высокого отпуска в
сталях, содержащих повышенное количество фосфора или марганца,
кремния, хрома или же при одновременном введении в сталь хрома и никеля
или марганца. Введение в сталь молибдена или вольфрама в небольших
количествах (0,2 - 0,3% Mo или 0,5 - 0,7% W) значительно уменьшает ее
склонность к отпускной хрупкости 2-го рода.
Обратимая отпускная хрупкость вызывается, главным образом,
сегрегацией примесей по границам зерен и субзерен (фосфора и др.), а также
связана с особенностью образования карбидов при отпуске.
Применение сталей, в первую очередь чистых по фосфору, а также по
примесям внедрения (О2, N2, Н2) и цветным металлам (Sn и др.), является
более эффективным средством устранения отпускной хрупкости 2-го рода,
чем дополнительное легирование молибденом или вольфрамом.
Очень важной характеристикой чувствительности стали к скорости
охлаждения после высокого отпуска является критическая температура
хладноломкости. У стали, не склонной к отпускной хрупкости, порог
холодноломкости как при медленном, так и при быстром охлаждении после
отпуска находится примерно в одном и том же интервале температур, а у
стали, склонной к отпускной хрупкости, порог хладноломкости при
медленном охлаждении сдвигается в область более высоких температур.
Понижению отпускной хрупкости способствует пластическая
деформация при температурах отпускной хрупкости. Например, при отпуске
закаленной хромоникелевой стали 20ХН3 пластическая деформация на 2530%, совмещенная с отпуском при 400 - 650 ОС, полностью подавляет
отпускную хрупкость.
Степень чувствительности стали к отпускной хрупкости может быть
выражена в виде коэффициента хрупкости
k
KCU М
,
KCU П
где КСUМ - ударная вязкость стали после охлаждения в масле;
КСUП - ударная вязкость стали после медленного охлаждения с печью.
Коэффициент хрупкости k может изменяться от 1 до 20 у сталей,
легированных хромом или марганцем.
46
3.5.5. Дисперсионное и дисперсное упрочнение сталей и сплавов
Различают дисперсионное и дисперсное упрочнение сталей и сплавов.
Дисперсионное упрочнение (старение) представляет собой упрочение
сплава, происходящее в результате распада пересыщенного твердого раствора.
Дисперсное упрочнение - упрочение сплава методами порошковой
металлургии.
Дисперсионное упрочнение
Дисперсионное упрочнение (термическое старение) происходит при
распаде пересыщенного твердого раствора в результате образования
упрочняющих частиц второй фазы.
Термическое старение подразделяется на естественное, происходящее
при комнатной температуре в течение 5 - 7 суток, и искусственное,
происходящее при нагреве с более высокой скоростью.
Пересыщенный твердый раствор представляет собой неравновесную
структуру с повышенным уровнем свободной энергии. Поэтому, как только
подвижность атомов окажется достаточно большой, твердый раствор будет
распадаться - начнется процесс старения – дисперсионное твердение за счет
образования выделений упрочняющих частиц второй фазы.
Старение сопровождается уменьшением концентрации растворенного
компонента в твердом растворе.
В начале распада соблюдается определенное ориентационное
соотношение между решетками матрицы и выделения, затем по мере
развития процесса распада межфазная граница раздела изменяется от
малоугловой к большеугловой.
В зависимости от стадии распада пересыщенного твердого раствора
при старении образуются выделения нескольких типов: зоны Гинье –
Престона, когерентные выделения метастабильной фазы, некогерентные
кристаллы стабильной фазы (рис. 30).
а
б
в
Рис. 30. Типы выделений в пересыщенном твердом растворе:
а - зона ГП; 1 - атомы растворителя; 2 - растворенные атомы;
б -кристаллы метастабильной фазы (когерентное выделение);
в - кристаллы стабильной фазы (некогерентное выделение)
47
Зоны
Гинье-Престона
(зоны
ГП-1)
представляют
собой
неупорядоченные скопления атомов растворенного компонента в виде дисков,
пластин или сфер толщиной 1 - 2 атомных слоя и диаметром 10 - 50 нм (рис.
30, а), образующиеся при естественном или низкотемпературном старении.
С повышением температуры старения происходит утолщение зон ГП 1 и
обогащение их растворенным компонентом до стехиометрического
соотношения АmBn c образованием частиц упрочняющей второй фазы с
когерентными, полукогерентными и некогерентными границами с
кристаллической решеткой пересыщенного твердого раствора (рис. 30, б, в).
Например, выделение -фазы в сталях и сплавах при температурах
старения 550 - 750 ОС представляет собой многостадийный процесс,
включающий образование сегрегаций легирующих элементов (кластеров)
толщиной 0,10 0,20 нм, обогащенных зон типа Гинье-Престона ГП1 и ГП2,
различных метастабильных когерентных и полукогерентных фаз и
обособившейся когерентной равновесной -фазы типа Ni3(Ti, Al), имеющей
границу раздела с твердым раствором.
При высоких температурах старения протекает процесс коагуляции
(укрупнения) некогерентных частиц второй фазы, что приводит к
разупрочению сплава, которое называется перестариванием.
Максимальные значения твердости и прочности достигаются при
старении с образованием зон ГП и метастабильной фазы.
При дисперсионном упрочнении протекают одновременно два
противоположных процесса:
-разупрочнение за счет уменьшения твѐрдорастворного упрочнения
матрицы;
-упрочнение вследствие выделения дисперсных частиц, затрудняющих
движение дислокаций (рис. 31).
а
б
Рис. 31. Схемы перемещения дислокаций при перерезании
когерентных (а) и огибании некогерентных (б) частиц
48
В случае когерентных частиц избыточной фазы дислокации под
действием приложенных напряжений либо перерезают, либо огибают эти
частицы, что зависит от их размера, прочности и расстояния между ними.
Наиболее сильное упрочнение достигается в случае, когда дислокациям
приходится перерезать когерентные выделения (рис. 31, а).
Некогерентные
выделения
второй фазы
дислокациями
не
перерезаются, а огибаются с оставлением вокруг них дислокационных петель
(рис.31, б), которые, препятствуя дальнейшему скольжению дислокаций,
повышают прочность и снижают пластичность сплава.
Упрочнение при огибании частиц (при одной объемной доле
выделений второй фазы) всегда менее эффективно, чем упрочнение при
перерезании. Однако вязкость разрушения К1С и пластичность при огибании
частиц выше.
Дисперсное упрочнение сталей и сплавов
Дисперсное упрочнение – повышение прочности сплавов путѐм
искусственного введения в сплав дисперсных нульмерных упрочняющих фаз.
В таком сплаве частицы дисперсных фаз некогерентны с матрицей,
межфазная граница раздела между частицами и матрицей всегда
большеугловая.
Предел текучести при дисперсном упрочнении зависит от размера
частиц d и их объемной доли f. Уравнение прочности в этом случае имеет
вид:
ζТ = ζО + α f / d,
где ζО — напряжение сдвига в матрице; α — коэффициент, включающий
вектор Бюргерса и модуль сдвига G матрицы.
На рис. 32 показано взаимодействие по Оровану дислокаций с
дисперсными частицами в стали.
Рис. 32. Взаимодействие дислокаций
с дисперстными частицами
Наиболее высокое упрочнение достигается у сплавов с
мелкодисперсными равномерно распределенными частицами в случае, когда
их размеры и расстояние между ними примерно равны.
49
3.5.6. Термодеформационное упрочнение
Сущность термодеформационного упрочнения
Термодеформационное
упрочнение
вызывается
комплексным
воздействием пластической деформации и
термической обработки,
выполняемой в различной последовательности.
Несовершенства кристаллического строения во многом определяют
механизм и кинетику фазовых и структурных превращений при термической
обработке, то есть характер окончательной структуры, обусловливающей
эксплуатационные свойства изделий.
Термодеформационная обработка (ТДО) позволяет управлять
плотностью и распределением
несовершенств
(главным образом
дислокаций) в металле на разных стадиях термической обработки с тем,
чтобы получить оптимальные механические свойства.
Применение
термодеформационной
обработки
позволяет
одновременно повысить прочность, пластичность и вязкость сталей и
сплавов, что недостижимо при других видах упрочняющей обработки.
Основные схемы термодеформационной обработки
Режимы ТДО классифицируют исходя из того, как расположена
температура деформирования по отношению к температурному порогу
рекристаллизации.
Различают
высокотемпературную
(ВТДО)
и
низкотемпературную (НТДО) термодеформационную обработку (рис.34).
а
б
в
Рис. 33. Схемы термомеханической обработки:
а – ВТДО; б, в – НТДО
В процессе ВТДО пластическое деформирование осуществляют при
температуре, незначительно превышающей температуру А3 (рис.33, а).
В процессе НТДО металл деформируют при температуре ниже
температуры рекристаллизации, в области устойчивого состояния аустенита
или при комнатной температуре (рис. 34, б, в)..
На механические свойства, получаемые после ВТДО и НТДО, влияют
химический состав стали, температура аустенитизации, степень деформации,
температура отпуска и другие факторы.
50
Высокотемпературная термодеформационная обработка
(ВТДО)
Высокотемпературная термодеформационная обработка (рис. 34, а)
производится в следующей последовательности: заготовку, нагретую до
аустенитного состояния (выше точки А3), после небольшого подстуживания
подвергают деформации с последующей быстрой закалкой, чтобы
предотвратить рекристаллизацию деформированного аустенита, а затем
проводят низкий отпуск при 150 - 250 ОС для снятия внутренних
напряжений.
При этом во всех случаях выбирают такие условия пластического
деформирования и последующей закалки, при которых подавляется развитие
рекристаллизационных процессов и возникает особое структурное состояние,
характеризующееся
повышенной
плотностью
несовершенств
кристаллического строения (дислокаций, вакансий, межузельных атомов и
др.), образующихся в результате пластической деформации и особым их
распределением с образованием полигонизованной структуры. Этим
обусловливается развитая мозаичность строения стали, повышается тонкая
субмикроскопическая неоднородность строения и состава имеющихся
структурных составляющих, обеспечивающая повышение прочности с
одновременным повышением пластичности, ударной вязкости и
сопротивления хрупкому разрушению.
Поскольку температура деформации при ВТДО находится выше
температуры рекристаллизации, то деформацию необходимо производить со
скоростью, при которой не успевает произойти собирательная рекристаллизация, снимающая эффект упрочнения. Для этого применяют величину
деформации около 30 - 40%.
В процессе ВТДО структура аустенита в зависимости от условий
деформирования (напряжений, температуры, скорости и др.) по окончании
горячей обработки может соответствовать различным структурным
вариантам:
-структуре горячего наклѐпа с неупорядоченным распределением
дислокаций, когда при последующей закалке повышается прочность, но
одновременно понижается сопротивление хрупкому разрушению;
-субструктуре, формирующейся в результате динамического возврата,
или устойчивому субзѐренному строению, образующемуся в результате
динамической полигонизации (последующая закалка в этом случае приводит
к оптимальному сочетанию высокой прочности и сопротивления хрупкому
разрушению);
-состоянию динамической рекристаллизации, когда в одних объѐмах
ещѐ сохранилась повышенная плотность дислокаций, а в других она
значительно меньше (механические свойства в связи с неоднородностью
тонкого строения будут нестабильными).
При ВТДО в процессе закалки деформированной при высокой
температуре стали образуется высокодисперсный мартенсит с «наследственной» субструктурой наклепанного аустенита.
51
В этом случае эффект упрочнения при термодеформационной
обработке обусловливается суммарным действием упрочнения, полученного
в результате наклепа высокотемпературной фазы и упрочнения,
возникающего при закалке.
Таким образом, при ВТДО назначают такие режимы горячего
деформирования, чтобы в результате динамической полигонизации получить
развитую и устойчивую субструктуру.
Широко используемое явление ―наследования‖ термодеформационного
упрочнения основывается на том, что созданная при горячем
деформировании субструктура практически сохраняется и при последующей
перекристаллизации в процессе повторной термообработки.
В целом ВТДО понижает склонность к хрупкому разрушению и
температурный порог хладноломкости, затрудняет распространение трещин,
повышает контактную и ударную выносливость, снижает чувствительность к
надрезу, предотвращает опасную склонность к отпускной хрупкости
Низкотемпературная термодеформационная обработка
(НТДО)
При НТДО по схеме (рис. 34, б) деформацию стали производят при
температурах выше точки МН, но ниже температуры рекристаллизации.
Далее так же, как и при ВТДО, следует закалка и низкотемпературный
отпуск.
Обычно НТДО подвергают легированные и конструкционные стали,
имеющие достаточно широкую область устойчивости переохлажденного
аустенита. Степень деформации при НТДО более высокая (50 - 90%), чем
при ВТДО. Поскольку при НТДО рекристаллизация практически
отсутствует, упрочнение получается более высоким, чем при ВТДО. Однако
НТДО вызывает усложнение технологического процесса, так как после
аустенитизации необходимо детали переносить в специальные печи для
проведения изотермической выдержки, использовать оборудование высокой
мощности, а деформацию проводить быстро, чтобы не начался распад
аустенита (до пересечения с С-кривыми).
При НТДО по схеме (рис. 34, в) в результате деформации при
комнатной температуре сильно возрастает плотность дислокаций,
дисперсность выделяющихся фаз, что приводит при последующем старении
к значительному повышению прочности стали при достаточно высокой
пластичности.
Среди других разновидностей термодеформационной обработки
следует отметить поверхностную термодеформационную обработку, в
процессе которой поверхностный слой заготовки после нагрева в индукторе
подвергается пластической деформации и последующей закалке. Например,
обкатка роликами нагретого токами высокой частоты поверхностного слоя
валков холодной прокатки повышает их стойкость в 2 - 3 раза.
52
4. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА СТРУКТУРНЫЕ
ПРЕВРАЩЕНИЯ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛЕЙ
4.1. Влияние легирующих элементов на С-кривые
диаграммы изотермического превращения аустенита
Легирующие элементы, за исключением кобальта, замедляют процесс
изотермического распада аустенита, смещая С-кривые вправо. При этом
некарбидообразующие
элементы
не
изменяют
их
форму,
а
карбидообразующие изменяют (рис. 34).
η, с
η, с
а
б
Рис. 34. Влияние некарбидообразующих (а) и карбидообразующих (б) элементов
на С-кривые диаграммы изотермического превращения аустенита
Увеличивая устойчивость аустенита, легирующие элементы (за
исключением кобальта) уменьшают критическую скорость закалки VКР, что
способствует увеличению прокаливаемости стали.
4.2. Влияние легирующих элементов на температуру
эвтектоидного превращение и критические точки S и Е
Легирующие элементы Ni, Mn ( -стабилизаторы) понижают, а Cr, Mo,
W, Ti ( -стабилизаторы) повышают критическую температуру А3 и
температуру эвтектоидного превращения А1, которая, например, составляет
для сталей: 40 –727 ОС, 40Х -743 ОС, 9ХС– 770 ОС (рис. 35).
Рис. 35. Влияние легирующих
элементов на температуру
эвтектоидного превращения А1
53
Легирующие элементы, кроме сильных карбидообразователей (Ti, V), при
эвтектоидном превращении понижают концентрацию углерода в аустените, то
есть смещают точку S в сторону меньших концентраций углерода.
Большинство легирующих элементов понижает предел растворимости
углерода в - Fe и, следовательно, смещает точку Е на диаграмме Fe – Fe3C в
сторону меньших концентраций углерода (рис. 36).
Рис. 36. Схема вертикальных разрезов тройной диаграммы Fe-C-Cr
при содержании Cr 1% (а) и 12% (б)
Например, для стали, содержащей Cr = 12 %, точка Е соответствует 0,9%
С, а точка S - 0,4% С. В этой связи, например, стали Х12М (С=1,5 %) и Р6М5
(С=0,8 0,9 %) относятся к ледебуритному (карбидному) классу, так как в литом
состоянии они содержат ледебурит.
4.3.Влияние легирующих элементов на мартенситное
превращение при закалке и отпуске
При закалке большинство легирующих элементов понижает температуру
начала мартенситного превращения МН и тем самым увеличивает количество
остаточного аустенита (АОСТ), кроме Со и Al, которые вызывают обратное
влияние (рис. 37).
При отпуске легирующие элементы замедляют процессы распада
мартенсита. Большинство легирующих элементов, в том числе Ni и Si,
повышают температуру начала распада мартенсита, что способствует
повышению теплостойкости и жаропрочности стали.
54
а
б
Рис. 37. Влияние легирующих элементов на температуру начала
мартенситного превращения (а) и количество остаточного аустенита (б)
В табл. 2 приведено содержание углерода в мартенсите углеродистых и
легированных сталей после отпуска.
Таблица 2. Влияние легирующих элементов на содержание углерода
в мартенсите при различных температурах отпуска сталей в течение 1 часа
Содержание углерода в мартенсите закалки
Температура
0,4 %С
0,7 %С
0,4 %С,
0,4 %С,
0,4 %С,
0,4 %С,
отпуска, ОС
3,6 %Сr
5,6 %Ni
1,75 %Si
1,37 %V
200
0,25
0,34
0,29
0,23
0,30
0,30
300
0,15
0,16
0,20
0,11
0,26
0,16
400
0,05
0,07
0,13
0,03
0,15
0,11
500
0,01
0,01
0,06
0,01
0,01
0,10
4.4. Влияние легирующих элементов на
деформируемость и свариваемость сталей и сплавов
Деформируемость сталей и сплавов
Деформируемость
металлических
материалов
характеризуется
способностью их изменять форму или объѐм под воздействием внешних сил, не
разрушаясь.
Деформируемость зависит от химического состава и структурного
состояния материала, от температурно-силовых и кинематических
характеристик процесса деформирования, от вида напряжѐнного состояния
материала и от других факторов.
Высокой деформируемостью характеризуются чистые металлы и их
твѐрдые растворы.
Легирующие
элементы
повышают
прочность,
но
снижают
деформируемость.
55
Углерод ухудшает деформируемость, вследствие своего влияния на
процесс упрочнения и структуру, при этом влияние углерода на механические
свойства в значительной степени определяется морфологией карбидов.
Содержание углерода непосредственно влияет на количество феррита и
перлита. Рекомендуется в зависимости от заданной прочности снижать
содержание углерода в сталях, подвергающихся после холодной деформации
термической обработке. Увеличение содержания углерода в таких случаях
нельзя использовать как средство повышения прокаливаемости.
Кремний, алюминий, медь, никель находятся в твѐрдом растворе и
характеризуются тем, что они, не образуя карбидов, влияют на прочность и
деформируемость ферритной основы. В то время как кремний часто бывает
необходим для раскисления, медь и никель в большинстве случаев являются
нежелательными элементами, которые вносятся с шихтой. Медь значительно
повышает прочность стали и при содержании свыше 0,2% способствует
образованию трещин. Установлено значительное влияние кремния на
увеличение усилия деформации, превосходящее влияние меди и никеля.
Преимущество раскислення алюминием заключается в том, что одновременно с
раскислением можно устойчиво связывать азот (AlN), предотвращая
деформационное старение, а также регулировать величину зерна.
Марганец, хром, молибден в цементуемых и улучшаемых сталях в
основном обеспечивают получение требуемой прокаливаемости. Установлено,
что распределение хрома и молибдена между ферритной основой и цементитом
значительно благоприятнее марганца, поэтому хромистые и молибденовые
стали широко используются в холодной обработки давлением деталей,
требующих сквозного термического улучшения. В противоположность этому
сочетание хорошей пластичности в холодном состоянии и высокой
прокаливаемости даѐт марганец. Марганец упрочняет ферритную основу
значительно сильнее хрома или молибдена.
Фосфор, сера являются элементами, ухудшающими деформируемость
сталей для холодной высадки и повышающими сопротивление
деформированию. Отрицательное влияние фосфора обусловлено его
склонностью к ликвации и сильным влиянием на упрочнение феррита.
Отрицательное влияние серы заключается в том, что она образует на границах
зѐрен выделения эвтектических сульфидов. При прокатке эти выделения
образуют строчечную структуру. Форма и распределение выделений сульфидов
зависят от параметров выплавки и деформации стали. Дополнительные
элементы, как например, кальций могут изменять форму и распределение
выделений.
Титан, ниобий, ванадий при холодном выдавливании особенно
низкоуглеродистых сталей предотвращают появление "синеломкости",
возникающей под действием деформационного старения. Добавки титана,
ниобия, ванадия, "стабилизируют" эти стали, вступая в соединения с азотом и
углеродом, например, образуя частицы типа TiN, TiC или Тi4С2S2. Благодаря
такой стабилизации происходит непрерывное снижение сопротивления
деформированию без снижения пластичности.
56
Снижают деформируемость труднорастворимые карбиды, усадочные
несплошности, дендритная ликвация, неметаллические включения по границам
зѐрен, различные примеси (S, P и др.) и газы. Способность пластически
деформироваться понижается при температурах фазовых превращений.
Легирующие элементы снижают теплопроводность стали, а поэтому,
чтобы не появлялось коробления деталей, внутренних трещин и других
дефектов из-за большой разницы температур на поверхности и в сердцевине,
детали из легированных сталей следует нагревать более медленно и
равномерно, чем детали из углеродистой стали.
Свариваемость сталей и сплавов
Свариваемость – это свойство материалов, определяющее их
пригодность к сварке. Свариваемость материала считается хорошей, когда
сварные соединения из них обретают механические свойства, равноценные
свойствам основного материала, прежде всего по прочности, по пластичности и
по склонности к хрупкому разрушению. Если сваривают легированные стали и
сплавы, особое значение приобретают стойкость сварных соединений против
образования горячих и холодных трещин и коррозионная стойкость.
В большинстве случаев разрушение сварных соединений происходят не
по шву, а по околошовной зоне, которая является наиболее слабыми местами в
сварном соединении. Это прежде всего связано с огрублением (перегревом)
структуры в ней, что приводит к повышению хрупкости стали.
Сварочные трещины делятся на две категории – горячие и холодные.
Горячие трещины возникают, главным образом, в самом шве в момент
его кристаллизации, когда шов находится в полутвердом состоянии (кристаллы
+ жидкость) и обладает еще малой прочностью.
Холодные трещины возникают в результате мартенситного
превращения.
Требованиям по свариваемости должны удовлетворять величины
углеродного эквивалента СЭ и параметра стойкости против растрескивания РСМ,
рассчитываемые по нижеприведенным формулам, не должны превышать 0,43%
и 0,26% соответственно:
СЭ
РСМ
C
C
Mn
6
Cr Mo V Nb Ti
5
Mn Cr Cu
20
Ni Cu
;
15
Si Ni V
,
30 15 10
где C, Mn, Mo, Ni, V, Cu, Si, Ti, Nb – массовые доли элементов в %.
В случае если хром, никель, медь, молибден специально в сталь не
добавляются, в расчете СЭ и РСМ эти элементы не учитываются.
57
5. КОНСТРУКЦИОННЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ
К конструкционным относятся стали, используемые для изготовления
металлоконструкций, деталей машин и изделий, которые подразделяются на
строительные, машиностроительные и др.
5.1. Cтроительные конструкционные низколегированные стали
Строительные стали в виде листов и сортового фасонного проката
широко применяются в строительстве и машиностроении для сварных
конструкций в основном без термообработки в горячекатаном состоянии.
Такие
стали
должны
обладать
хорошей
технологичностью
(свариваемостью, способностью к гибке и правке) и хладостойкостью,
достаточно высокой прочностью и вязкостью, повышенным сопротивлением
коррозии.
В
качестве
строительных
преимущественно
используются
низколегированные стали, содержащие до 0,23% С и сравнительно небольшое
количество недефицитных легирующих элементов, типа 09Г2С, 10Г2С1,
10Г2С1Д, 10ХСНД, 14Г2АФ, 15ХСНД, 17ГС и др.
Введение Сu, Ni или одновременно Сu и Р увеличивает коррозионную
стойкость строительных сталей в атмосферных условиях (10ХНДП, 15ХСНД) и
понижает порог хладноломкости.
По сравнению с углеродистыми сталями обыкновенного качества (Ст2,
СтЗ, Ст4) прочность низколегированных сталей выше благодаря суммарному
вкладу следующих механизмов:
-твердорастворного упрочнения вследствие растворения в феррите Si и
Мn, а также Ni, Сr, Сu;
-дисперсионного упрочнения в результате выделения в процессе
охлаждения проката или при термической обработке дисперсных частиц
карбидов, нитридов и карбонитридов в сталях, содержащих малые добавки V,
Ti, Nb, А1 и повышенное (до 0,03%) количество азота;
-зернограничного и субструктурного упрочнения вследствие получения
структуры мелкозернистого феррита и образования в нем малоугловых
дислокационных границ.
Низколегированные стали обычно подвергаются термической обработке в
виде нормализации, которая, измельчая зерно, повышает ζВ и ζ0,2, улучшает
пластичность и вязкость и уменьшает склонность к хрупкому разрушению.
Некоторые стали (14Г2, 17ГС, 15ХСНД) применяются после закалки и
высокого отпуска, что значительно повышает прочность, понижает порог
хладноломкости и склонность к старению.
Применение низколегированных сталей взамен углеродистых позволяет
сэкономить до 15 - 30 % металла (в зависимости от уровня значений ζ0,2).
Марку строительной стали выбирают, исходя из вида сооружения
(элемента конструкции), условий эксплуатации и расчѐтных температур,
характера и величины действующих нагрузок и т.д.
58
5.2. Трубные стали
5.2.1. Общие требования к трубным сталям
Сооружение газонефтетрубопроводов в сложных геологических и
климатических (до -40 ОС) условиях требует применение высококачественной
стали с учетом строительства газопроводов на давление до 25 МПа.
Большая протяженность трассы газонефтепровода обусловливает наличие
разницы давлений транспортируемых газа или нефти, пульсацию внутреннего
давления, газодинамические удары при изменении режимов работы насосного
оборудования.
В связи с этим трубы должны изготавливаться из стали, обладающей
повышенной коррозионной стойкостью и холодностойкостью, хорошей
свариваемостью, высокими пределами прочности, пределами текучести,
достаточной пластичностью и высоким сопротивлением хрупкому
разрушению.
5.2.2. Влияние легирующих элементов
на свойства трубных сталей
Повышение прочности трубных сталей в основном достигается
легированием. Наиболее широко применяемыми легирующими элементами в
низколегированных сталях являются марганец, кремний, хром, никель и медь.
В трубных сталях ограничивают содержание серы (до 0,002 %) с целью
повышения низкотемпературной вязкости, которое также обеспечивается
глобуляризацией сульфидных включений при обработке стали кальцием.
Стали с хорошим комплексом свойств также получают дополнительным
микролегированем V, Nb и Ti , которые значительно упрочняют феррит (не
снижая заметно пластичности и ударной вязкости) двумя путями:
дисперсионным твердением и измельчением зерна. Указанные элементы
образуют стойкие карбиды и карбонитриды (NbC, TiC, VC, NbCN, TiCN, VCN,
AlN), выделяющиеся в виде очень мелких частиц внутри зерна феррита.
Благодаря возможности упрочнения стали дисперсными карбидами
созданы малоперлитные стали, содержащие до ~0,1% С и до 5 -10 % перлита,
среди которых наиболее широко применяются такие стали, как 09Г2ФЮ и
09Г2ФБ (с содержанием, %: до 0,12 С; 0,05 Nb; 0,08 V и до 0,015 N), широко
используемые для магистральных нефте- и газопроводных труб большого
диаметра (до 1420 мм) северного исполнения.
Малоперлитные стали обладают высокими пределами текучести (ζТ ≈ 410
МПа), и прочности (ζВ = 490 - 610 МПа), хорошей пластичностью как вдоль,
так и поперек прокатки. Они не склонны к образованию холодных трещин.
В качестве окончательной термической обработки труб используются
термическое улучшение и нормализация.
Повышение механических свойств и понижение порога хладноломкости
сталей также может быть достигнуто контролируемой прокаткой.
59
5.2.3. Контролируемая прокатка
Контролируемая
прокатка
представляет
собой
разновидность
высокотемпературной термодеформационной обработки (ВТДО).
Контролируемая прокатка включает нагрев стали до 1200 ОС для
растворения легирующих элементов в аустените и последующее
деформирование осуществляется при 800-850 ОС, когда сталь имеет
двухфазную структуру. На этой стадии, обычно проводимой со степенью
деформации 15 - 20 %, дополнительно измельчается зерно, формируется
развитая субзеренная структура, протекают процесс дисперсионного твердения.
Схемы термомеханической прокатки приведены в табл. 3.
Таблица 3. Технологические схемы производства штрипсов
предложенные ЦНИИчерметом
Температура Температура Ускоренное
Схема
нагрева
окочания
охлаждение со
О
О
слябов, С
прокатки, С скоростью ОС/с
на стане 5000,
Конечная
температура
охлаждения,
О
С
-
Контролируемая
1150-1200
690-740
прокатка
Контролируемая
1150-1200
750-820
10-20
600-450
прокатка + ускоренное
охлаждение
Примечание. Во всех технологических схемах после прокатки применяется
замедленное охлаждение в стопе.
Во
время
междеформационных
пауз
возможно
протекание
собирательной рекристаллизации, сопровождающейся укрупнением зерна и
появлением сильно выраженной разнозернистости, являющейся основной
причиной низкого сопротивления металла хрупкому разрушению при
отрицательных температурах.
После контролируемой прокатки структура стали может иметь такие
микродефекты, как полосчатость, разнозернистость и др. (рис. 38).
а
б
Рис. 38. Микроструктура стали 17Г1С-У (х400):
а – основной металл; б – осевая зона штрипса
Высокие механические свойства после контролируемой прокатки
объясняются дисперсионным упрочнением, получением мелкого зерна за счѐт
торможения карбонитридами процессов возврата и рекристаллизации и
получения развитой субзѐренной структуры. В бейнитных сталях имеет место
фазовый наклѐп (деформационное упрочнение).
60
5.2.4. Толстолистовые нефтегазопроводные трубы
Увеличение толщины стенки трубы сопряжено с трудностями получения
необходимых свойств листового проката в процессе термодеформационной
прокатки как по прочностным показателям, так и по структуре стали.
Сталь для производства магистральных трубопроводов с рабочим
давлением до 12 МПа (120 ат), должна быть мелкозернистой, с ферритобейтиной (бейтиной) структурой при содержании углерода ниже 0,09 % ,
чистой по вредным примесям (S, P, N, Y) и микролегированной Nb.
Производство проката из такой стали должно осуществляться методом
контролируемой прокатки с использованием ускоренного охлаждения.
Например стали 09Г2ФБ и 09Г2ФЮ в результате субзеренного упрочнения
после контролируемой прокатки имеют ζВ ≥560 МПа, ζТ ≥ 460 МПа, KCU -60 оС
~60 Дж/см2.
Из всех механизмов упрочнения только механизм, связанный с
измельчением зерна феррита, одновременно приводит к повышению прочности
и снижению температуры перехода в хрупкое состояние.
Наиболее сильное влияние на измельчение зерна оказывает
микролегирование ниобием. Однако измельчение ферритного зерна имеет свой
предел (4 - 5 мкм), поэтому необходим переход к более мелкой структуре бейниту.
Бейнитная структура имеет повышенную по сравнению с ферритом
плотность дислокаций (более 109 см-2), что способствует значительному
повышению прочности стали. Но при этом бейнит должен быть
низкоуглеродистым, чтобы не увеличивалась хрупкость.
Для получения трубных сталей с бейнитной микроструктурой
существуют два подхода, из которых один связан с использованием
легирования, а другой – с использованием ускоренного охлаждения.
Все современные стали производятся, как правило, с использованием
ускоренного охлаждения после контролируемой прокатки, что дополнительно
измельчает действительное зерно и позволяет заменить хрупкую
составляющую микроструктуры - перлит более вязким малоуглеродистным
бейнитом или получить игольчатый феррит с прочностью ζВ=590 Н/мм2.
Исследования микролегированных сталей (табл. 4), используемых при
прокатке толстолистовых штрипсов, показали, что при низких скоростях
охлаждения 0,5 - 2 ОС/с структура стали 08Г1ФБ состоит из полиэдрического
феррита и перлита (рис. 39, а), а при скорости охлаждения ~ 5 ОС/с образуется
феррито-бейнитная структура (рис. 39, б).
Таблица 4. Химический состав исследуемых микролегированных сталей
Марка
Содержание элементов в % по массе
Стали
C
Mn
Si
Cr
Ni
Mo
Al
Ti
Nb
V
08Г1ФБ
0,08
1,28 0,24 0,02 0,02 0,01 0,031
0,012 0,032 0,045
10Г2ФБ
0,10
1,72 0,19 0,03 0,02 0,01 0,038
0,016 0,058 0,057
07Г2МФБ
0,07
1,64 0,22 0,02 0,02 0,23 0,032
0,018 0,053 0,075
Примечание. Содержание S= 0,004-0,006 %, P= 0,008-0,0012 %, Cu≤ 0,02%.
61
Рис. 39. Микроструктуру стали 08Г1ФБ после охлаждения со скоростью:
О
О
О
а - 1 С/с; б - 10 С/с; в - 50 С/с
62
С повышением скорости охлаждения структура становится более
дисперсной,
увеличивается
количество
продуктов
промежуточного
превращения, уменьшаются размеры мартенсито-аустенитных участков и их
распределение становится равномерным в матрице -фазы. Полиэдрический
феррит с увеличением скорости охлаждения становится менее выраженным.
При охлаждении образцов со скоростями 50 ОС/с и 100 ОС/с образуется в
основном бейнит игольчатого строения и небольшое количество феррита,
который выделяется на границах бывших аустенитных зерен (рис. 39, в).
Сталь 08Г1ФБ характеризуется низкой устойчивостью аустенита к
ферритному превращению, которое наблюдается даже при высокой скорости
охлаждения 100 ОС/с. Поэтому температура начала чистовой прокатки при
проведении контролируемой прокатки для этой стали должна быть около 830 820 ОС для того, чтобы создать перед полиморфным превращением
нерекристаллизованную аустенитную структуру.
В сталях с более высоким содержанием ниобия 07Г2Б и 07Г2МФБ после
деформации при 900 ОС и охлаждения со скоростью 0,5 ОС/с до температуры
800 ОС рекристаллизация не успевала пройти полностью, и структура аустенита
состояла из мелких равноосных и вытянутых вдоль направления прокатки
зерен.
Микролегированная низкоуглеродистая сталь 07Г2МФБ относится к
феррито-бейнитному классу, так как в широком диапазоне скоростей
охлаждения ферритное и бейнитное превращения являются доминирующими.
На рис. 40 приведена микроструктура стали 07Г2МФБ в продольном
сечении листа. Показано, что в процессе контролируемой прокатки
сформировалась довольно однородная дисперсная феррито-бейнитная
структура, количество образовавшегося бейнита составляет ~10-12 %.
Практически по всей толщине листа балл ферритного зерна соответствует
номеру 11-13, и только в центральных слоях наблюдается увеличение размеров
ферритного зерна до 10-12 балла. В осевой зоне видна бейнитная полоса
шириной ~12-14 мкм.
Слабовыраженная структурная неоднородность стали 07Г2МФБ
обусловлена довольно низким содержания углерода, что приводит к
значительному уменьшению сегрегации сильно ликвирующих элементов, таких
как углерод, марганец, сера, фосфор и др., и положительно отражается на
структурной однородности листов, прокатанных из непрерывнолитых слябов.
5.2.5. Объемная термическая обработка труб
В качестве окончательной термической обработки
использоваться термическое улучшение и нормализация.
труб
могут
Улучшение
Закалка с высоким отпуском (по сравнению с нормализацией или
отжигом)
повышает
временное сопротивление, предел
текучести,
относительное сужение, ударную вязкость и хладостойкость, что особенно
необходимо для газо- и нефтепроводов в условиях Крайнего Севера.
63
Рис. 40. Микроструктура стали 07Г2МФБ в состоянии после контролируемой
прокатки на различном расстоянии от поверхности листа:
а - 1 мм (поверхность); б - 5 мм (основной металл); в - осевая зона
64
5.3. Улучшаемые легированные стали
В реальных условиях очень часто высокопрочные материалы обладают
повышенной хрупкостью, приводящей к внезапному разрушению при
напряжениях ниже предела текучести. Следовательно, высокая конструктивная
прочность может быть обеспечена созданием такого структурного состояния,
которое обеспечивало бы оптимальное сочетание прочности и пластичности.
Высокими конструктивными свойствами обладают улучшаемые
легированные стали, представляющие собой среднеуглеродистые стали,
содержащие 0,3 - 0,5 % С, до 8 % легирующих элементов ( Cr, Ni, Mo, W, Mn,
Si) и часто около 0,1 % измельчителей зерна (V, Ti, Nb).
Улучшаемые стали подвергаются термическому улучшению в виде
полной закалки в воде или в масле и высокого отпуска при 550 - 650ОС на
структуру сорбита отпуска. Легирующие элементы вводятся в улучшаемые
стали с целью увеличения прокаливаемости.
При температурах отпуска стали свыше 550ОС протекают процессы
сфероидизации и коагуляции карбидных частиц, полигонизация и
рекристаллизация кристаллов феррита, сопровождающиеся снижением
прочности и повышением пластичности стали.
Легирующие элементы Mo, W, V, Cr замедляют процесс коагуляции,
сохраняя при этом высокую дисперсность карбидных частиц, соответственно
большую прочность.
Улучшаемые легированные стали подразделяются на:
-углеродистые стали марок 35, 40, 45, 50 и др., характеризующися
низкой прокаливаемостью (до 10 мм). Поэтому их применяют для деталей
небольшого сечения.
-легированные стали, которые в зависимости от вида легирующих
элементов подразделяются, например, на хромистые (30Х, 40Х),
хромоникелевые (35ХН, 40ХН), хромоникельмолибденовые (38ХН3МА,
40ХН2МА), и др., в которых повышение содержания легирующих элементов
приводит к увеличению прокаливаемости.
Хромистые улучшаемые стали
Прокаливаемость хромистых сталей 30Х, 40Х и 50Х невелика.
Хромистые стали склонны к отпускной хрупкости, поэтому после высокого
отпуска охлаждение должно быть быстрым: для мелких деталей в масле и для
крупных - в воде. Введение 0,1-0,2 V% (40ХФА) повышает механические
свойства хромистых сталей, главным образом вязкость, вследствие лучшего
раскисления и измельчения зерна без увеличения прокаливаемости. Эти стали
применяются для изделий, работающих при повышенных динамических
нагрузках.
Введение бора (0,002-0,005 %) значительно увеличивает прокаливаемость
хромистых сталей (35ХР, 40ХР), но несколько повышает порог
хладноломкости.
65
Хромокремнемарганцевые улучшаемые стали
Совместное легирование хромом и марганцем позволяет получить стали с
достаточной высокой прочностью и прокаливаемостью (например, 40ХГ).
Однако они имеют пониженную вязкость, повышенный порог хладноломкости,
склонность к отпускной хрупкости и росту зерна при аустените. Введение
титана уменьшает склонность к перегреву, а бора - увеличивает
прокаливаемость. Высоким комплексом механических свойств обладают
хромокремнемарганцевые стали (хромансил) типа 30ХГС, 35ХГСА, которые
применяются для ответственных изделий.
Хромоникелевые улучшаемые стали
Хромоникелевые стали обладают высокой прокаливаемостью, хорошей
прочностью и вязкостью. Они применяются для изготовления крупных изделий
сложной конфигурации, работающих при вибрационных и динамических
нагрузках. Никель обеспечивает наибольший запас вязкости, а в сочетании с
хромом и молибденом - большую прокаливаемость, сильно снижая порог
хладноломкости.
Хромоникелевые стали обладают высокой склонностью к обратимой
отпускной хрупкости. Для предотвращения этого дефекта такие стали
дополнительно легируют молибденом или вольфрамом.
Хромоникельмолибденовые (вольфрамовые) улучшаемые стали
Это стали типа 40ХНМА, 38ХН3МА, 38ХН3МФА, а также 18Х2Н4МА
(18Х2Н4ВА) и др., которые относятся к сталям мартенситного класса. Эти
стали закаливаются на воздухе, слабо разупрочняются при нагреве и сохраняют
высокие механические свойства до температур 300-400ОС.
Легирование Ni до 3-4 % снижает порог хладноломкости и повышает
вязкость и прокаливаемость стали до 100 мм (например, у стали 38ХН3МФА).
Легирование Mo или W снижает склонность сталей к отпускной
хрупкости, повышает теплостойкость до 400 – 450 ОС.
Во избежание проявления отпускной хрупкости, что особенно опасно для
крупных деталей, которые невозможно быстро охлаждать при отпуске, следует
использовать стали, содержащие молибден в количестве 0,15 - 0,30 %.
Критерий выбора стали: выбор марки – по диаметру сечения, выбор
уровня прочности – по температуре отпуска.
Улучшаемые легированные стали используют для изготовления
ответственных деталей машин (валов, роторов турбин, штоков, шатунов и др.),
работающих в условиях циклических или ударных нагрузок.
Недостатком улучшаемых легированных сталей являются:
-высокая склонность к обратимой отпускной хрупкости, для
предотвращения которой после высокого отпуска применяют быстрое
охлаждение мелких деталей в масле, крупных в воде;
-склонность к образованиию флокенов, шиферного и каменевидного
изломов.
66
5.4. Пружинно-рессорные стали и сплавы
Пружинно-рессорные стали и сплавы должны противостоять
усталостным изменениям в постоянном колебательном режиме работы и
возникновению собственных колебаний. Следовательно, рессорно-пружинные
стали должны иметь высокие пределы упругости и выносливости, достаточную
вязкость, пластичность и релаксационную стойкость. В ряде случаев рессорнопружинные стали должны быть коррозионностойкими, теплостойкими,
немагнитными
или
ферромагнитными,
с
высокой
или
низкой
электропроводностью, с большой или малой демпфирующей способностью.
По способу упрочнения пружинно-рессорные подразделяются на
термически упрочняемые и деформационно-упрочняемые.
В качестве пружинно-рессорных сталей применяются легированные
стали перлитного, мартенситного, ферритного, аустенитного и др. классов типа
65Г, 60С2, 51ХФА, 30Х13, 14Х17Н2Т, 12Х18Н10Т.
В рессорно-пружинных сталях перлитного класса основными
легирующими элементами являются Si (1-3 %), Mn (~1 %), Cr (~ 1 %), V (~0,15 %)
и Ni (~1,7 %). Легирование (за исключением Si и Mn) мало влияет на предел
упругости. Более существенно оно проявляется в повышении прокаливаемости,
релаксационной стойкости, предела выносливости. В связи с этим
легированные стали предназначены для крупных упругих элементов.
Пружинно-рессорные стали перлитного класса подвергают полной
закалке от 800 - 850 ОС (в зависимости от марки стали) в масле или воде и
среднему отпуску при температурах 350 - 500 ОС на структуру отпущенного
троостита с твердостью 40 – 45 HRC (что соответствует ζВ ≈1300 - 1600 МПа) с
обеспечением сквозной прокаливаемости, чтобы обеспечить получение
равнопрочного сечения изделия.
Кроме высоких упругих свойств, отпуск на троостит обеспечивает
повышение предела текучести, пластичности и вязкости за счет образования
полигонизованной субструктуры феррита с высокодисперсными карбидами,
что важно для снижения чувствительности к концентраторам напряжений и
увеличения предела выносливости.
При отпуске карбидообразующие элементы и кремний стабилизируют
тонкую структуру мартенсита и повышают устойчивость карбидной фазы,
уменьшая скорость ее коагуляции.
Легированные
пружинно-рессорные
стали
перлитного
класса
упрочняются как закалкой с отпуском, так и изотермической закалкой на
нижний бейнит с последующим отпуском при температуре, близкой к
температуре бейнирования ( 270 ОС), несмотря на присутствие в структуре
повышенного количества остаточного аустенита.
Изотермическая закалка на нижний бейнит, несмотря на присутствие в
структуре повышенного количества остаточного аустенита, обеспечивает
получение высоких механических свойств стали при низком короблении
изделий (табл. 5).
67
Таблица 5. Режимы изотермической закалки некоторых пружинных сталей
Температура
Время
Сталь
ТЗАК,
изотермической изотермической
HRC
О
С
выдержки,
выдержки,
ТИЗОТ, ОС
η, мин
У10
790 - 810
320 - 360
15 - 20
40 - 48
65Г
810 - 830
320 - 350
15 - 20
45 - 48
65С2ВА
860 - 880
280 - 320
30
48 - 52
50ХФA
840 - 860
320 - 330
30
46 - 50
Деформационное упрочнение пружинно-рессорных сталей применяется
после:
а) патентирования (со структурой тонкопластинчатого сорбита –
троостита);
б) бейнитирования при температурах ниже 350 ОС (со структурой
нижнего бейнита);
в) закалки и низкого отпуска (со структурой отпущенного мартенсита для
сталей перлитного класса)
Патентирование заключается в нагреве проволоки на 50 - 100 ОС выше
точки А3 или А1 и охлаждении в селитровой ванне с температурой 420 - 540 ОС.
В результате изотермического распада аустенита в этом интервале температур
получается структура тонкопластинчатого сорбита, способная выдерживать
большие пластические деформации.
Патентированию обычно подвергают проволоку из углеродистых сталей
типа 65Г, 65, У7, У8, У10 и др.
В результате патентирования и последующей холодной пластической
деформации достигается большая степень раздробления зерен цементита и
феррита, что обусловливает высокую прочность проволоки при высокой
пластичности.
Наиболее высокие механические свойства достигаются в процессе
холодного волочения предварительно патентированной проволоки из
углеродистой стали с общим обжатием 70 – 95 %, особенно у проволоки малых
диаметров (до 2 мм), с последующим низким отпуском. При этом пластическая
деформация приводит к значительному повышению плотности дислокаций,
образующих ячеистую субструктуру феррита.
Деформационное
упрочнение
после
нижнего
бейнитирования
значительно выше, чем после патентирования, за счет более высокой
дисперсности карбидных частиц.
Окончательной операцией изделий из пружинно-рессорных сталей
служит низкий отпуск при 180 – 250 ОС, который проводится с целью снятия
внутренних напряжений, некоторого повышения предела упругости и
стабилизации размеров.
Легированные пружинные стали редко подвергают упрочнению путем
патентирования с последующей холодной пластической деформацией, так как
легирование приводит к снижению пластичности и однородности структуры,
что не позволяет получать высокую степень деформации.
68
В высоколегированных пружинно-рессорных сталях, работающих в
особых условиях (повышенная температура, агрессивная среда и др.), высокая
прочность достигается за счет дисперсионного упрочнения, например: сталь
12Х18Н10Т упрочняется образованием специальных карбидов типа М 23С6, а
сталь 38ХНТЮ – интерметаллидными частицами -фазы Ni3(Al, Ti).
Высоколегированные
пружинно-рессорные
сплавы
значительное
упрочнение приобретают при НТДО по схеме закалка + холодная пластическая
деформация + старение за счет повышения плотности дислокаций и
образования выделений частиц γ'-фазы.
К коррозионностойким высокорочным немагнитным пружинным также
относятся сплавы на кобальтовой основе типа 40КХНМ, приобретающие
высокие упругие свойства в результате холодной пластической деформации с
большими степенями обжатия и последующего отпуска. При этом в сплаве
происходит γ→ε превращение с образованием ε-мартенсита размером ~10 нм.
Рессорно-пружинные стали 65, 70, 75, 80, 85, 60Г, 65Г, 70Г
характеризуются невысокой релаксационной стойкостью, особенно при
нагреве. Они не пригодны для работы при температурах выше 100 ОС. Из-за
низкой прокаливаемости из них изготовляют пружины небольшого сечения.
Кремнистые стали 55С2, 60С2, 70С3А применяют для пружин и рессор
толщиной до 18 мм. Стали стойки к росту зерна при нагреве под закалку, но
склонны к обезуглероживанию - опасному поверхностному дефекту,
снижающему предел выносливости. В кремнемарганцевой стали 60СГА этот
недостаток выражен менее сильно. Эту сталь преимущественно применяют для
рессор толщиной до 14 мм.
Стали 50ХФА, 50ХГФА, которые по сравнению с кремнистыми и
кремнемарганцевыми сталями подвергают более высокому нагреву при отпуске
(520 ОС), обладают теплостойкостью, меньшей чувствительностью к надрезу.
Они предназначены для рессор легковых автомобилей, клапанных и других
пружин ответственного назначения, которые могут работать при температурах
до 300 ОС.
Стали 60С2ХА и 60С2Н2А прокаливаются в сечениях соответственно до
50 и 80 мм и применяются для крупных тяжелонагруженных и особо
ответственных пружин и рессор. Механические свойства сталей определяются
содержанием углерода и температурой отпуска. Отпуск проводят при
температуре несколько более высокой, чем та, которая отвечает
максимальному пределу упругости, что необходимо для повышения
пластичности и вязкости.
Наиболее высокие механические свойства имеют стали 70С3А, 60С2ХА и
60С2Н2А, у которых ζВ~ 1800 МПа; ζ0,2 ~ 1600 МПа; δ ≥ 5 %; ψ ≥ 20%, твердость
38 - 48 HRC. При такой прочности и твердости стали чувствительны к
концентраторам напряжений.
Значительно улучшить стойкость пружин и рессор, как и любых других
деталей, испытывающих знакопеременные нагрузки, можно в результате
поверхностного наклѐпа (обдувка дробью). После упрочнения дробью предел
выносливости увеличивается в 1,5 - 2 раза.
69
5.5. Двухфазные феррито-мартенситные стали
Это низкоуглеродистые низколегированные стали типа 06ХГР, 09Г2С,
10Г2Ф, 12ХМ, 16ГФР и др. со структурой феррита и 15 - 30 % мартенсита,
получаемой после ускоренного охлаждения от межкритического интервала
температур А1 – А3 из двухфазной феррито-аустенитной области (рис. 42).
Рис. 42. Cхема квазибинарной диаграммы равновесия системы Fe - C
Легирующие элементы в ДФМС облегчают получение при
термообработке мартенсита и мелкозернистого феррита.
Например, в сплаве 1-1 при температуре Та в феррито-аустенитной
области концентрация углерода в аустените будет составлять Сс и с
повышением температуры нагрева она будет уменьшаться, а объемное
количество аустенита, равное отношению отрезков ab/ac, будет увеличиваться.
При последующей закалке произойдет превращение кристаллов аустенита в
мартенсит, а феррит останется.
Температура нагрева ДФМС под закалку должна составлять А1+ 60-90ОС,
чтобы при заданной продолжительности нагрева получить в структуре стали,
состоящую из 50 - 60% аустенита. Последующее охлаждение должно
обеспечить получение 30 - 45 % нового феррита при охлаждении в интервале
температур Т1 - Т2 и порядка 20 % мартенсита (рис. 43).
а
б
Рис. 43. Схемы термической обработки двухфазных
феррито-мартенситных сталей
70
Учитывая, что повышение предела текучести путем увеличения доли
мартенсита приводит к снижению пластичности, принимают содержание его в
ДФМС не более 40%.
По сравнению с феррито-перлитной (Ф-П) структурой ферритомартенситная (Ф-М) структура обладает более высокой пластичностью при
одинаковом уровне прочности. Это объясняется тем, что для получения
одинакового уровня прочности в (Ф-П)-структуре необходимо иметь в три раза
больше перлита, чем мартенсита в (Ф-М)-структуре при прочих равных
условиях (идентичности размеров в структуре и свойств ферритной матрицы).
В результате в (Ф-М)-структуре свободного феррита больше, чем в (Ф-П)-й, что
и обусловливает повышение пластичности в ДФМС.
Необходимо также отметить различие процессов разрушения ДФМС. При
развитии деформации в (Ф-П)-структуре образование микротрещин происходит
на межфазной границе Ф/Ц. При нарушении (Ф-М)-структуры наблюдается
меньший градиент деформации на межфазной границе Ф/М вследствие того,
что отношение предела текучести Ф и М значительно выше, чем у Ф и Ц.
Кроме того, мартенсит имеет большую возможность деформироваться, чем
цементит перлита.
Двухфазные феррито-мартенситные стали имеют довольно большую
разницу между 0,2 и В ( 0,2 / в 0,5-0,6). С одной стороны, это хорошо: стали
имеют высокую деформируемость при холодной листовой штамповке. С
другой стороны, эта особенность приводит к повышению металлоѐмкости
изделий.
Термическая обработка ДФМС
Термической обработкой для ДФМС является закалка с отпуском. При
закалке в ДФМС стараются получить не более 40 % мартенсита (при большем
количестве заметно понижается пластичность). Количество мартенсита в сталях
регулируют посредством закалки от температур межкритического интервала
(МКИ). При этом сначала регулируется количество аустенита температурой
нагрева в МКИ.
После закалки изделие из ДФМС подвергают отпуску при 200ОС в
течение 1 ч. Низкий отпуск приводит к повышению пластичности мартенсита и
частичному уменьшению остаточных напряжений, а также к понижению
хрупко-вязкого перехода.
Необходимый уровень прочности и теплоустойчивости ДФМС в
значительной степени определяется упрочнением вследствие фазового наклѐпа
при мартенситном превращении и последующем дисперсионном твердении при
отпуске или в процессе эксплуатации.
Отпуск сталей, предназначенных для длительной работы, обычно
проводят при более высоких температурах (на 100 – 150 ОС выше рабочей
температуры изготавливаемых деталей), чтобы обеспечить стабильность
структуры и, следовательно, свойств стали на весь ресурс эксплуатации.
Важное значение в упрочнении ДФМС играют интерметаллидные фазы
Лавеса типа АВ2, которые выделяются в интервале температур 550 – 600 ОС и в
71
зависимости от соотношения легирующих элементов имеют состав Fe2Mo,
Fe2W, Fe2(Mo, W).
Во всех ДФМС с увеличением длительности выдержки при температурах
отпуска свыше 600 ОС наблюдается постепенное снижение прочностных
свойств, ударной вязкости и повышение пластических характеристик. При этом
в сталях увеличивается количество карбидных и интерметаллидных фаз,
которые с увеличением длительности отпуска коагулируют. Более заметно
укрупняются частицы кубического карбида М23С6 и интерметаллидных фаз
Лавеса Fe2(W, Mo), а состав и размеры частиц карбонитридов ванадия и ниобия
почти не изменяются. Чем сложнее по составу ДФМС и чем выше в них
содержание упрочняющих фаз, тем выше их эксплуатационные свойства
(например, жаропрочность).
Термообработка ДФМС отличается от обычной межкритической закалки
небольшими скоростями охлаждения и даже может включать стадию
замедленного охлаждения в межкритическом интервале температур. Это
необходимо с целью выделения из аустенита до аустенито-мартенситного
превращения определѐнного количества (обычно до 30 – 45 %) нового феррита.
Для этого нагрев производят до температур, при которых образуется 50 - 65 %
аустенита.
Существенное улучшение механических свойств ДФМС можно получить
пластической деформацией, например, при температурах в области
аустенитизации (рис.23 , в). При этом применение пластической деформации
способствует формированию субструктуры в феррите, что приводит к
увеличению прочности при сохранении высокого уровня пластичности.
Двухфазные феррито-мартенситные хромистые стали обладают
хорошими
технологическими
свойствами,
высокими
прочностью,
пластичностью и ударной вязкостью. Их применяют для различных деталей
энергетического машиностроения (лопатки, трубы, крепѐжные детали, детали
турбин и др.), в основном работающих длительное время (до сотен тысяч часов)
при температурах 450 - 650 ОС.
5.6. Стали для холодной листовой штамповки
Стали для холодной листовой штамповки должны обеспечивать высокую
штампуемость при изготовлении деталей сложной формы и высокое качество
поверхности для последующего нанесения покрытий.
Штампуемость сталей ухудшается с повышением содержания в них
углерода и легирующих элементов. Поэтому для глубокой вытяжки обычно
применяются низкоуглеродистые стали, содержащие до 0,2 % С, не более
0,03 % Si и 0,4 % Mn.
Сильно охрупчивает низкоуглеродистую сталь деформационное старение,
значительно повышающее прочность и снижающее пластичность за счет
блокировки дислокаций примесными атомами. Кроме того, деформационное
старение приводит к появлению площадок текучести в виде полос скольжения,
которые ухудшают качество поверхности, что для облицовочных деталей
72
кузова автомобиля: крыши, двери, капот и др. - недопустимо , так как
нарушается световой блик и др.
Влияние азота при деформационном упрочнении проявляется сильнее,
чем углерода. Причиной этого является более высокая растворимость и
диффузионная подвижность атомов азота в -Fe по сравнению с атомами
углерода.
В ряде случаев, с целью исключения возможности деформационного
старения, лист перед штамповкой подвергают дрессировке в виде прокатки с
перегибом в валках с небольшой пластической деформацией (до 2%), в
результате которой происходит отрыв дислокаций от примесных атмосфер и их
разблокировка, которая сохраняется в течение ~10 дней.
Металл, подвергнутый холодной обработке давлением, сильно
упрочняется. При этом в структуре металла наблюдается текстура деформации
и волокнистость, которые вызывают анизотропию его физико-механических
свойств.
При холодной деформации с увеличением степени деформации
уменьшается пластичность металла, что может привести к разрушению
заготовки. Поэтому при холодной штамповке в качестве промежуточной
операции с целью восстановления пластичности металла иногда применяется
рекристаллизационный отжиг при температуре 680 - 700ОС с охлаждением на
воздухе, в течение которого происходит рекристаллизация феррита (первичная
и собирательная), а также процессы сфероидизации и коагуляции частиц
цементита.
Большое влияние на штампуемость оказывает величина зерна.
Оптимальным является равновесное зерно феррита 6-8 балла. Крупнозернистые
стали с баллом 1 – 5 и неоднородным зерном дают шероховатую поверхность и
склонны к образованию разрывов при штамповке. Стали с очень мелким
зерном проявляют пружинящий эффект, что сильно изнашивает штампы.
Микроструктура листовой стали должна состоять из феррита с
небольшим количеством перлита. Необходимо также добиваться того, чтобы во
избежание разрывов при штамповке третичный цементит не располагался по
границам зерен и не образовывал скоплений, а также имел зернистую форму.
Контролируемыми параметрами механических свойств стали
являются относительное удлинение δ и отношение ζ Т/ζВ Чем больше δ и
меньше отношение ζТ/ζВ (рекомендуется ζТ/ζВ=0,55-0,66), тем выше
способность сталей к вытяжке.
Для холодной листовой штамповки широко применяется кипящая сталь
08кп. Способность этой стали хорошо штамповаться обусловлена низким
содержанием углерода и почти полым отсутствием кремния, который
сильно упрочняет феррит и затрудняет его деформирование.
Сталь 08кп склонна к деформационному старению, для предотвращения
которого листы из этой стали подвергают дрессировке. Перед штамповкой лист
из стали 08кп имеет низкую прочность ( В = 260- 360 МПа, 0,2 = 190- 210 МПа)
и высокую пластичность ( = 42 - 50 %), что обусловливает хорошую
штампуемость.
73
Из стали 08кп штампуют детали кузова автомобиля, корпуса
приборов и другие детали сложного профиля. Ее недостаток - склонность к
деформационному старению, следствием которого является образование на
поверхности изделия после вытяжки полос скольжения, снижающих
качество поверхности.
Для предотвращения деформационного старения применяют
нестареющие стали:
- кипящую 08Фкп, микролегированную ванадием (V=0,02 - 0,04%);
- спокойную 08Ю и 10ЮА с присадкой алюминия (Al=0,02 - 0,05%);
-спокойную (О8ГСЮФ).
В этих сталях алюминий и ванадий связывают углерод и азот в
карбиды и нитриды (AlN, VN), выводят примеси внедрения из твердого
раствора, что предупреждает развитие деформационного старения.
Повышение уровня прочности листовых сталей достигается применением
сталей с более высоким содержанием углерода и легирующих элементов типа
10, 15, 20, 08ГСЮТ, 09Г2 и др.
В случае использования для холодной штамповки легированных
листовых
сталей
чаще
применяется
термическая
обработка
с
межкристаллической температуры нагрева на феррито-мартенситную
структуру.
5.7. Стали для объемной холодной и полугорячей штамповки
В горячем (аустенитном) состоянии большинство сталей обладают
высокой пластичностью, что позволяет получать фасонный прокат и поковки
без дефектов (трещин, разрывов и т.п.). Более того, горячей обработкой
давлением (в сочетании с последующим отжигом) измельчают микроструктуру,
устраняют литейные дефекты и, формируя волокна вдоль контура поковок,
создают благоприятно ориентированную макроструктуру. В результате этого
горячедеформированный металл в отличие от литого имеет примерно в 1,5 раза
более высокую конструкционную прочность.
Стали для объемной полугорячей штамповки
Полугорячая объемная штамповка (ПГОШ) сочетает в себе достоинства
горячей и холодной объѐмной штамповки и используется для изготовления
деталей массой до ~5 кг. ПГОШ подвергают как углеродистые, так и
легированные стали (Р6М5). Оптимальной температурой для ПГОШ
углеродистых сталей является 650 - 750 ОС, а для легированных сталей
перлитного и карбидного классов – 750 - 850 ОС. При этом усилие деформации
снижается в 2-4 раза по сравнению с холодной объемной штамповкой.
Одним из эффективных способов применения ПГОШ является
изготовление штамповых вставок. При этом обеспечивается получение
поверхности высокой чистоты и точности, а также повышение стойкости этих
вставок. Износ инструмента при ПГОШ выше, чем при ХОШ, из-за снижения
его твѐрдости вследствие отпуска при штамповке.
74
Стали для объемной холодной штамповки
Холодная объемная штамповка (ХОШ) относится к наиболее
прогрессивным процессам изготовления деталей, которыми являются высадка
крепежных изделий, выдавливание, накатка резьбы, редуцирование и др.
Для ХОШ применяются конструкционные стали, содержащие до 0,5 % С
и порядка 5 % легирующих элементов (10кп, 20кп, 25, 40, 30Х, 40Х, 20ХФ,
30ХНМА, 30ХГСА, 40ХНМ и др.).
Установлено, что стали с
< 50 % непригодны к ХОШ. Обычно для
ХОШ применяют калиброванный металл и сравнительно редко горячекатаный.
Для ХОШ рекомендуются стали (в отличие от листовых) с низким
показателем деформационного упрочнения, так как сильно упрочняющиеся
стали требуют больших усилий при деформировании и сильно изнашивают
инструмент.
Наилучшей пластичностью обладают стали со структурой зернистого
перлита или перлита в переходной стадии к зернистому, выдерживающего
высокие степени деформации.
Перед ХОШ металл подвергают разупрочняющей термообработке в виде
отжига, нормализации. Обычно отжигу подвергают стали, содержащие свыше
0,3 % С. Для удаления окалины проволоку после отжига подвергают тралению
в растворах серной или смеси серной и соляной кислот или др. в течение
10 – 20 мин. После травления проволоку тщательно промывают, а затем
фосфатируют или подвергают меднению для образования покрытий,
снижающих коэффициент трения.
Преимущества и применение борсодержащих сталей
Легирование бором повышает прокаливаемость стали, что увеличивает
прочностные ее свойства после закалки и низкого отпуска, не изменяя или
несколько снижая вязкость и пластичность. Бор делает сталь чувствительной к
перегреву, поэтому такая сталь, как правило, должна быть наследственно
мелкозернистой (балл 7 - 10).
Легирование бористой стали титаном повышает еѐ устойчивость к
перегреву. В промышленности для деталей, работающих в условиях износа при
трении, применяют боросодержащие стали 20ХГНР, 20Г2Р и др. Механические
свойства стали 20ХГНР: в 1300 МПа, 0,2 1200 МПа,
10 %, KCU 9 Дж
2
/ см , которые соизмеримы с механическими свойствами стали 40Х ( в 910
МПа,
10 %, KCU 15 Дж / см2)
В связи с тем, что при увеличении содержания углерода действие бора
снижается, использование этого элемента ограничивается доэвтектоидными
сталями с низким и средним содержанием углерода, прежде всего
цементуемыми и улучшаемыми.
75
5.8. Стали для железнодорожных колес
Сталь, применяемая для изготовления железнодорожных колес (рис. 44),
должна обладать высоким комплексом
механических свойств: высокой
прочностью, достаточной вязкостью, износостойкостью и долговечностью,
чтобы сопротивляться динамическим и ударным знакопеременным нагрузкам.
Рис. 44. Железнодорожное колесо:
1 – обод колеса; 2 – диск; 3 – ступица
В качестве исходной заготовки для изготовления железнодорожных
колес, например на ОАО ВМЗ (Выксунском металлургическом заводе),
используются слитки спокойной мартеновской стали, отлитые в изложницы
круглого сечения сифонным способом.
Железнодорожные колеса изготавливаются методами горячей обработки
металлов давлением на прессах и прокаткой на роликовом стане.
На работу колес, их конструктивную прочность и износостойкость
особенно влияет химический состав стали, из которой они изготовлены. В
России на протяжении последних десятилетий железнодорожные колеса
изготавливают из сталей, содержащих 0,50 - 0,65% С (табл. 6).
Таблица 6. Химический состав некоторых сталей для железнодорожных колес
Марка
стали
C
Mn
Содержание компонентов, %
P
S
Ni
Cr
Mo
V
Cu
Si
не более
не более
Ti
Nb
Сталь 2
0,55- 0,50,7
1,0
0,035 0,03
0,220,25
0,45
0,25
0,08
0,15
0,25
0,03
0,01
Т
0,55- 0,50,70 1,0
0,035 0,03
0,220,30
0,65
0,5
0,08
0,15
0,30
0,03
0,01
Сталь для железнодорожных колес должна удовлетворять ряду
специфических, часто противоречивых требований. Для повышения
сопротивления стали образованию на поверхности катания "белых слоев"
(дефектов тормозного происхождения) содержание углерода в ней должно быть
снижено. В то же время для
обеспечения высоких показателей
износостойкости и контактной прочности содержание углерода в колесной
стали должно быть не менее 0,5 %.
76
Микроструктура
стали
слитка
для
железнодорожных
колес
преимущественно состоит из перлита с ферритом по границам зерен размером
2 - 3-го балла по ГОСТ 5639-82.
Микроструктура обода колеса до термообработки представляет собой
мелкопластинчатый перлит с ферритом по границам зерен (рис. 45). Величина
зерна должна соответствовать 3 и 4 баллам по ГОСТ 5638-91.
а
б
Рис. 45. Микроструктура стали железнодорожного колеса до термообработки:
а - обода, х 100; б- диска, х 100
Условия эксплуатации цельнокатаных колес определяют необходимость
упрочнения металла обода до более высоких значений для повышения
износостойкости и сопротивления усталостным разрушениям, а материал диска
должен иметь высокую вязкость, пластичность, упругость и усталостную
прочность. Для получения таких свойств железнодорожные колеса
подвергаются упрочняющей термической обработке, состоящей из полной
спрейерной закалки, отпуска при 500 - 550 ОС, дробеструйной обработки и др.
Скорость охлаждения после отпуска должна обеспечивать отсутствие
обратимой хрупкости, наблюдаемой в сталях при медленном охлаждении (на
воздухе), которая приводит к сильному уменьшение ударной вязкости. Однако
введение в сталь ванадия в небольшом количестве значительно уменьшает
склонность к отпускной хрупкости.
Для повышения служебных характеристик железнодорожных колес
термообработку необходимо производить таким образом, чтобы во всех слоях
обода были получены высокодисперсные пластинчатые продукты распада
аустенита и мелкозернистое строение стали при максимальном подавлении
выделений свободного феррита по границам перлитных зерен.
Исследования показали, что структура тонкопластинчатого перлита,
образующаяся в результате распада аустенита при относительно невысокой
скорости охлаждения, характеризуется максимальным сопротивлением износу
и усталостным разрушениям. В то же время структура зернистого перлита с
мелкодисперсными
карбидными
частицами
обладает
меньшей
износостойкостью и низким сопротивлением усталостным разрушениям.
77
6. ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Инструментальные стали применяются для режущего и измерительного
инструментов, для штампов горячего и холодного деформирования и др. Они
должны обладать высокой твердостью, прочностью и износостойкостью при
достаточной ударной вязкости.
Инструментальные
стали
подразделяются
на
углеродистые,
легированные, быстрорежущие, твердые сплавы и др.
6.1. Углеродистые инструментальные стали
Углеродистые инструментальные стали У7А–У13А характеризуются
низкой прокаливаемостью (10–12мм) и теплостойкостью (до ~200ОС), что
обусловливает их применение преимущественно для лезвийного инструмента
небольшого сечения (фрезы, зенкеры, сверла, пилы, напильники, зубила,
топоры и др.), работающего при невысоких скоростях резания. Несквозная
прокаливаемость уменьшает деформацию инструмента и повышает, благодаря
вязкой сердцевине, их устойчивость к ударным нагрузкам.
Разупрочняющая
термическая
обработка
углеродистых
инструментальных сталей состоит из неполного отжига на структуру
зернистого перлита с нагревом выше температуры А1 на 10–30 ОС, с твердостью
170 - 180 НВ (рис. 46).
а
б
Рис. 46. Микроструктура углеродистой инструментальной стали У8:
а – пластинчатый перлит; б – зернистый перлит, х650
Цель неполного отжига на зернистый перлит:
а) обеспечение хорошей обрабатываемости резанием и холодной
пластической деформацией;
б) исправление структуры после предшествующей обработки;
в) устранение крупнозернистости.
Упрочняющая термическая обработка углеродистых сталей У7А–У9А
состоит из полной закалки, а сталей У10А–У13А – неполной. Закалку
инструментальных сталей У10А - У13А проводят с температур 810 – 830 ОС.
78
Инструмент сечением более 15мм закаливают в воде или водных
растворах солей или щелочей. Инструмент меньшего сечения, для уменьшения
коробления и растрескивания, закаливают в масле, водных растворах
полимеров или расплавах солей с температурой 160 – 200 ОС.
После закалки стали У7А – У9А подвергают отпуску при 275 – 350 ОС на
структуру троостита отпуска с твердостью 48–51 HRC, а стали У10А – У13А –
низкому отпуску при 150 – 180 ОС на структуру отпущенного мартенсита с
небольшим количеством АОСТ =5 – 8% и твердость 60 – 64 HRC (рис. 47).
Рис. 47. Микроструктура
заэвтектоидной стали У12
после неполной закалки
6.2. Низколегированные инструментальные стали
Это заэвтектоидные стали перлитного класса, содержащие углерода
С=0,9–1,4% и до 5% легирующих элементов (Cr, Mn, Si, W), типа 9ХС, ХВГ,
ХВ4, которые характеризуются сравнительно высокой прокаливаемостью (до
40
60 мм), но низкой теплостойкостью (200 – 250ОС) и отличаются
достаточно высокой дисперсностью и равномерностью распределения
карбидов.
Основным карбидом в этих сталях служит легированный цементит типа
М3С (Fe, Cr)3С.
Разупрочняющая
термическая
обработка
низколегированных
инструментальных сталей состоит из неполного отжига при 780 800 ОС на
структуру зернистого перлита, содержащего 13 16 % карбидов.
Упрочняющая
термическая
обработка
низколегированных
инструментальных сталей типа 9ХС, ХВГ и др. состоит из неполной закалки (в
масле) с 870
890 ОС и низкого отпуска при 160
180 ОС на структуру
отпущенного мартенсита с твердостью 60 64 HRC, содержащего АОСТ =5 10%,
и зернистые частицы легированного цементита.
Для инструмента сложной формы часто применяют ступенчатую закалку,
когда инструмент охлаждают в горячих средах, например, в расплавленной
соли (с температурой 200 ОС), затем на воздухе, что замедляет скорость
охлаждения в интервале мартенситного превращения и, как следствие, снижает
внутренние напряжения, коробление и опасность образования трещин.
Низколегированные инструментальные стали применяют для разверток,
плашек и др.
79
6.3. Шарикоподшипниковые стали
К шарикоподшипниковым сталям предъявляются высокие требования в
отношении чистоты по неметаллическим включениям и карбидной ликвации,
чтобы исключить локальное разрушение в контактных зонах.
Износостойкость является важной характеристикой стали, так как при
работе подшипника имеет место трение от проскальзывания деталей при
наличии значительных контактных переменных нагрузок. Обычно с
повышением твердости износостойкость повышается.
Для изготовления подшипников предусмотрены следующие основные
марки сталей: ШХ4, ШХ6,. ШХ9, ШХ15, ШХ15СГ, ШХ20СГ по ГОСТ 301-78.
Здесь буква Ш обозначает шарикоподшипниковую сталь, цифра показывает
среднее содержание Cr в десятых долях процента.
Из стали ШХ15 изготавливают кольца шарико- и роликоподшкпников
толщиной до 20 мм, иглы распылителей форсунок, валики топливных насосов и
другие детали, от которых требуется высокая твердость, хорошее
сопротивление износу и контактная прочность.
Сталь ШХ15СГ применяется для изготовления крупногабаритных колец
шарико- и роликоподшипников (с толщиной стенки 20-30 мм), шариков
диаметром более 50 мм, роликов диаметром более 35 мм, колец роторов
буровых машин. Эта сталь обладает наибольшей прокаливаемостью, поэтому
используется для изготовления массивных изделий.
Сталь ШХ4 характеризуется ограниченной прокаливаемостью и
предназначена для роликовых подшипников железнодорожного транспортa.
При закалке ее подвергают сквозному индукционному нагреву и охлаждению
водой. Кольца из этой стали толщиной 14 мм закаливаются только с
поверхности в слое 2 - 3 мм, поэтому благодаря сохранению вязкой сердцевины
они могут работать при динамической нагрузке.
Для изготовления колец и роликов подшипников также применяются
цементуемые стали марок 18ХГТ, 12ХНЗА, 20Х2Н4А и др.
Предварительная термическая обработка шарикоподшипниковых
сталей представляет собой неполный отжиг, который проводится для снижения
твердости и обеспечения хорошей обрабатываемости резанием, получения
микроструктуры мелкозернистого перлита различной степени дисперсности
при минимальном обезуглероживании, а также для предотвращения появления
флокенов.
Структура стали после отжига оказывает большое влияние на выбор
режима закалки, поэтому разница в структуре заготовок должна быть
минимальной, что обеспечивается соблюдением тепловых режимов при ковке и
отжиге.
Отжиг зaготовок из сталей ШХ15, ШХ15СГ, ШХ20СГ производят при
температурах выше Al, но ниже Аз, как правило с температуры 800 ОС. Даже
незначительный перегрев может вызвать поверхностное обезуглероживание.
Твердость стали ШХ15 после отжига должна быть в пределах 180 - 210 НВ.
При отжиге возможно образование следующих дефектов: пластинчатого
80
перлита, неоднородного крупнозернистого перлита, карбидной сетки.
Пластинчатый перлит образуется в случае недогрева или малой
выдержки, когда не произошла полная сфероидизация перлита или вследствие
перегрева при отжиге, при этом перлит имеет вид крупных пластин на фоне
крупных глобулей неоднородного зернистого перлита (перегрев исправляется
нормализацией при 900 - 920 ОС и последующим отжигом).
Неоднородный крупнозернистый перлит образуется при очень медленном
нагреве или многократном отжиге (исправляется нормализацией и отжигом).
Поковки из стали 20Х2Н4А подвергаются нормализации при температуре
900 - 920 ОС с последующим высоким отпуском при температуре 650 ОС.
Твердость поковок после отпуска не более 240 НВ. Микроструктура сорбитообразный перлит.
Заготовки из стали 95Х18 подвергают отжигу при температуре 850 О
870 С. Твердость заготовок после отжига должна быть не выше 280 НВ.
Микроструктура поковок - мелкозернистый перлит и избыточные карбиды.
Окончательная термобработка шарикоподтипниковой стали состоит
из закалки в масле с 830 – 850 ОС и отпуска при 150 - 180 ОС в течение 1-2 часов
(~62 НRС), которые обеспечивают высокий предел упругости при сжатии,
высокую износостойкость и контактную выносливость. Нагрев под закалку
производят, как правило, в печах с эндотермической защитной атмосферой.
Структура
после
закалки
представляет
собой
отпущенный
мелкоигольчатый мартенсит с равномерно распределѐнными избыточными
карбидами. Несоблюдение правильных температурных параметров режима
термообработки, которые задаются в узких пределах, ухудшает качество
подшипников, что отражается на их стойкости в работе. Например, небольшой
перегрев при нагреве под закалку приводит к огрублению структуры,
укрупнению игл мартенсита, что снижает вязкость стали и является
совершенно недопустимым. Отпуск при температуре более высокой, чем 150 160ОС, снижает твѐрдость и уменьшает сопротивление износу деталей
подшипников.
Технология термической обработки шарикоподшипников
На поверхности колец перед закалкой не должно быть глубоких токарных
рисок, вмятин, ожогов и ржавчин, а галтели колец должны иметь плавные
переходы.
Требования к качеству поверхности шариков и роликов до закалки и
после закалки и при отпуске аналогичны требованиям при термообработке
колец. Температура нагрева под закалку шариков из стали ШХ15 составляет
830 - 875 ОС в зависимости от диаметра.
Мелкие шарики диаметром до 12,7 мм закаливаются в масле, шарики
остальных размеров - в водных растворах. Для предотвращения мягких
трооститных пятен, наличие которых обусловлено образованием на
поверхности шариков паровой рубашки, в воду добавляют 3,5 - 5 % соды, а
также применяют удаление паровой рубашки путѐм перекатывания шариков
диаметром от 50 мм и выше в качающемся или вращающемся устройстве.
81
6.4. Быстрорежущие стали
Быстрорежущие стали характеризуются высокой теплостойкостью (до
600
640ОС), которая обеспечивается содержанием большого количества
карбидообразующих элементов W, Mo, Cr, V и Co.
Быстрорежущие стали обозначаются буквой «Р», число после которой
указывает содержание W в %. Содержание Cr (около 4%) и V (до 2%) в марках
быстрорежущих сталей не указывается, например, Р6М5, Р18 и др.
Широко применяемая п промышленности быстрорежущая сталь марки
Р6М5 содержит, %: С = 0,8 0,9; W =5,5 6,5; Mo =5 5,5; Cr, =3,8 4,4;
V = 1,7 2,1 и характеризуется ТПЛ=1540 ОС, =8,03 8,04 г/см3, Ас1=815 ОС,
Аcm=880 ОС, Аr1=730 ОС.
Быстрорежущие стали являются сталями карбидного класса,
содержащими в литом состоянии ледебуритную эвтектику, располагающуюся
по границам зерен, которая при горячей ковке или прокатке дробится и
исчезает, а входящие в нее карбиды измельчаются.
Диаграмма изотермического распада аустенита быстрорежущих сталей
имеет два минимума низкой устойчивости: при 720 740 ОС и 300 320 ОС. В
области промежуточных температур 450 550 ОС переохлажденный аустенит
обладает очень высокой устойчивостью и может сохраняться в неизменном
состоянии в течение нескольких часов.
Термическая обработка быстрорежущих сталей
Разупрочняющая термическая обработка быстрорежущих сталей
обычно представляет собой изотермический отжиг на зернистый перлит,
например, для стали Р6М5 по режиму: нагрев до 810 830 ОС выдержка 1 ч,
охлаждение с печью со скоростью 40ОС/ч до 700 720 ОС, выдержка 2 4 ч,
охлаждение с печью со скоростью 50ОС/ч до 550 600 ОС и далее на воздухе
(рис. 48).
Рис. 48. Схема изотермического
отжига стали Р6М5
,с
Структура быстрорежущей стали после отжига состоит из
сорбитообразного перлита и
20% карбидов (первичных, вторичных,
эвтектоидных) типа: М6С W3Fe3C, М23С6 (Cr,Fe)23C6, МС VC.
82
Твердость стали после отжига не должна превышать 250 НВ. Первичные
(ледебуритные) карбиды наиболее крупные и располагаются в структуре стали
обособленно.
Упрочняющая термическая обработка быстрорежущих сталей состоит
из высокотемпературной (1220 - 1270 ОС) закалки с нагревом в расплавах солей
и трехкратного отпуска при 560 ОС (рис. 49).
а
б
Рис. 49. Схема упрочняющей термообработки быстрорежущей стали Р6М5:
а - закалка и трехкратный отпуск; б – закалка, обработка хододом, отпуск
Высокая температура закалки необходима для большего насыщения
аустенита легирующими элементами (при 1220 ОС в аустените стали Р6М5
растворяется весь Cr, около 4% W, ~3% Mo, 1% V и 0,4–0,5% C). Остальные
элементы находятся в специальных первичных карбидах М6С W3Fe3C,
М23С6 (Cr,Fe)23C6, М2С W2C, МС VC, которые, располагаясь по границам
зерен, препятствуют их росту и предохраняют сталь от перегрева.
Из-за низкой теплопроводности стали при закалке применяют
ступенчатый нагрев с подогревом 800 ОС в соляных ваннах с целью снижения
внутренних напряжений.
Выдержка при температуре закалки должна быть минимальной:
практически она составляет при подогреве 800 ОС 15 20 с на 1 мм толщины
изделия, а при 1220 ОС, в зависимости от марки стали, принимается 6 12 с на
1 мм толщины изделия.
Инструмент простых форм обычно охлаждают в масле, а сложной формы
для уменьшения деформации часто подвергают ступенчатой закалке по
режиму: охлаждение в расплаве селитры или соляной ванне с температурой
450ОС, отвечающей максимальной устойчивости переохлажденного аустенита,
затем в масле или на воздухе.
83
Выдержка при 400 500 ОС в течение 2 5мин не вызывает распада
аустенита и выделения карбидов, но позволяет выровнять температуру по
сечению инструмента перед мартенситным превращением и тем самым
значительно снизить возникающие при закалке остаточные напряжения.
После закалки структура быстрорежущих сталей состоит из
высоколегированного мелкозернистого мартенсита, эвтектических карбидов
типа М6С и МС, АОСТ =20 - 30% и имеет твердость 58 - 60 HRC.
Быстрорежущие стали вторично твердеющие. Наибольшая твердость их
достигается после 3-кратного отпуска при 560 ОС, в течение которого
протекают процессы распада мартенсита и остаточного аустенита, превращение
их в мартенсит отпуска с выделением дисперсных карбидов, вызывающих
повышение твердости после каждого отпуска на 2 3 HRC. Трехкратный отпуск
необходим для уменьшения остаточного аустенита.
Отпуск при температуре ниже 500 ОС не приводит к распаду остаточного
аустенита, и только при более высокой температуре отпуска 560 ОС он
обедняется легирующими элементами и углеродом и при охлаждении на
воздухе превращается в мартенсит закалки и АОСТ с выделением дисперсных
карбидов типа М2С (W2С).
После первого отпуска количество АОСТ снижается с 25 до 10%. При
этом мартенсит, полученный при закалке, отпускается, но образуется новый
неотпущенный мартенсит ( 15%) при охлаждении остаточного аустенита.
При втором отпуске отпускается мартенсит, полученный при первом
отпуске из АОСТ, но опять получается новый неотпущенный мартенсит ( 5%) из
осташегося АОСТ , при этом количество АОСТ снижается с 10 15% до 5 7%.
После третьего отпуска количество АОСТ снижается до 2 – 3 % и
практически весь мартенсит (кроме 3 4 %, полученных при третьем отпуске)
превращается в мартенсит отпуска.
Если температура отпуска или время выдержки были недостаточны, то в
структуре сохранится повышенное количество АОСТ .
Более высокая температура отпуска вызывает рекристаллизацию стали,
распад мартенсита, коагуляцию карбидов и резкое снижение твердости.
Отпуск быстрорежущих сталей следует проводить сразу же после закалки
во избежание стабилизации АОСТ .
Появление вторичной твердости сопровождается появлением больших
внутренних напряжений, для уменьшения которых инструмент из
быстрорежущих сталей часто подвергают дополнительному (четвертому)
отпуску при 300
400 С, после которого структура и твердость стали
практически не изменяется, но несколько повышается вязкость.
Таким образом, структура быстрорежущих сталей после закалки и
трехкратного отпуска состоит из отпущенного безыгольчатого мартенсита
(зерно первичного аустенита должно быть не менее 10 11 балла), 15 25 %
специальных неоднородных карбидов и 2 3 % АОСТ и имеет твердость
60 64HRC.
84
После шлифовки и доводки инструмент иногда подвергают низкому
отпуску при 200
300 ОС для предотвращения образования шлифовочных
трещин.
Для повышения режущих свойств и повышения стойкости инструмента
из быстрорежущих сталей применяют низкотемпературное цианирование,
после которого поверхностные слои насыщаются атомами С и N на глубину
0,02 0,07 мм, что приводит к повышению твердости до 1000
1100 HV,
О
теплостойкости до 650 С и износостойкости в 1,5 2 раза.
Основным дефектом быстрорежущих сталей является карбидная
ликвация (строчечность), которая значительно уменьшает прочность, вязкость
и стойкость инструмента. Радикальным способом устранения карбидной
неоднородности является обеспечение сильной прокованности стали или
изготовление инструмента методом порошковой металлургии.
Быстрорежущие стали, содержащие кобальт, например Р6М5К5,
отличаются более высокой красностойкостью и применяются при обработке
труднообрабатываемых сплавов. Быстрорежущие стали с повышенным
содержанием ванадия, например Р14Ф4, отличаются более высокой
износостойкостью.
Применяются также безвольфрамовые быстрорежущие стали типа
Р0М5Ф1 и др.
Сверхпластичность быстрорежущих сталей
При сверхпластической деформации в сталях и сплавах формируется
состояние с высокой структурной однородностью, которое наследуется при
последующей термической обработке. При этом сверхпластическая
деформация способствует повышению прочностных и пластических свойств
стали в большей степени, чем обычная деформация.
Известно, что основными условиями проявления сверхпластичности
металлических материалов являются:
-однородная мелкозернистая структура (1 - 10 мкм);
-относительно высокая температура деформации (≥0,5ТПЛ.);
-низкая скорость деформации (10-4 - 10-1 с-1).
Например, эффект сверхпластичности быстрорежущих сталей марок
Р6М5 и 10Р6М5-МП (порошковый вариант Р6М5) при различных схемах
напряжѐнного состояния (растяжение, осадка, прямое выдавливание)
проявляется в резком снижении сопротивления деформации, в возрастании
показателей пластичности, в повышении коэффициента чувствительности
сопротивления деформации к скорости деформации в изотермических условиях
при температурах ниже А1 на 15 - 20 OС.
При сверхпластической деформации стали Р6М5 растяжением, осадкой
или прямым выдавливанием происходит повышение дисперсности структуры в
результате измельчения и сфероидизации карбидной фазы и увеличения
равномерности распределения карбидов, что значительно повышает
эксплуатационные характеристики изделий.
85
6.5. Твердые сплавы
Твердые сплавы получают методом порошковой металлургии путем
смешивания, брикетирования и спекания при температуре 1400
1500 ОС
порошков карбидов вольфрама WC, титана TiC и металла Со, выполняющего
роль связки.
Твердые сплавы используются для изготовления пластин и штамповых
вставок, которые обладают высокой твердостью 75HRC и теплостойкостью до
800 1000 ОС.
Применяются твердые сплавы типа ВК (вольфрамовые), например ВК8,
ВК20 и др., содержащие 8 % и 20 % Со соответственно, а остальное WC,
Сплавы ВК3 и ВК8 применяют для режущих инструментов при обработке
материалов, дающих прерывистую стружку (чугуны, цветные металлы, фарфор,
керамика и т.п.).
Сплавы ВК10 и ВК15, обладающие из-за повышенного содержания
кобальта более высокой вязкостью, используют для волочильных и буровых
инструментов, стойкость которых в десятки раз превышает стойкость стальных
инструментов.
Сплавы с высоким содержанием кобальта (ВК20 и ВК25) применяют для
изготовления штамповых инструментов, а также в качестве конструкционного
материала для деталей машин и приборов, от которых требуется высокое
сопротивление пластической деформации или изнашиванию.
Вторую (титановольфрамовую) группу типа ТК образуют сплавы
системы TiC – WC - Со, например Т30К4, содержащий 4% Со, 30 % TiС,
остальное WC, и др.
При температуре спекания карбид титана TiC растворяет до 70 % карбида
WC и образует твердый раствор (Ti, W) С, обладающий более высокой
твердостью, чем WC.
В сплаве Т30К4 образуется одна карбидная фаза - (Ti, W) С, который
придает ему наиболее высокие режущие свойства, но понижает прочность. В
остальных сплавах этой группы количество WC превышает его предельную
растворимость в TiC, поэтому карбиды вольфрама присутствуют в виде
избыточных кристаллов.
Сплавы второй группы ТК характеризуются более высокой, чем у сплавов
первой группы ВК, теплостойкостью (900 - 1000ОС), которая повышается по
мере увеличения количества TiC. Их наиболее широко применяют для
высокоскоростного резания сталей.
Третью (титанотанталовольфрамовую) группу ТТК образуют сплавы
системы TiC-TaC-WC-Co. Число, стоящее в марке после букв ТТ, обозначает
суммарное процентное содержание карбидов TiC + TaC, а после буквы К количество кобальта в процентах. Структура карбидной основы представляет
собой твердый раствор (Ti, Та, W) С и избыточные кристаллы WC.
86
От сплавов предыдущей группы ТК эти сплавы отличаются большей
прочностью и лучшей сопротивляемостью вибрациям. Их применяют при
наиболее тяжелых условиях резания (черновая обработка стальных слитков,
отливок, поковок).
Для повышения износостойкости на твердосплавные инструменты
наносят карбидные (TiC) или нитридные (TiN) покрытия, повышающие срок
службы инструмента в 2 3 раза.
Сверхтвердые материалы
Сверхтвердые материалы широко применяют для оснащения (вставками)
лезвийных инструментов (резцы, сверла, торцовые фрезы). Такие инструменты
используют для чистовой размерной обработки при высоких скоростях резания
(100 - 200 м/мин и более).
Среди сверхтвердых материалов первое место принадлежит алмазу,
твердость которого (10000 HV) в 6 раз превосходит твердость карбида
вольфрама (1700 HV) и в 8 раз - твердость быстрорежущей стали (1300 HV).
Преимущественное применение имеют синтетические алмазы (борт, баллас,
карбонадо) поликристаллического строения, которые по сравнению с
монокристаллами отличаются меньшей хрупкостью и стоимостью. Алмаз
теплостоек до 800 ОС (при большем нагреве он графитизируется).
Относительно небольшая теплостойкость компенсируется его высокой
теплопроводностью, снижающей разогрев режущей кромки инструментов при
высоких скоростях резания.
Область применения алмазных инструментом ограничивается высокой
адгезией к железу, что является причиной его низкой износостойкости при
точении сталей и чугунов. Алмазным инструментом обрабатывают цветные
металлы и их сплавы, а также пластмассы, керамику, обеспечивая при этом
низкую шероховатость поверхности.
Большей универсальностью обладают инструменты из поликристаллического нитрида бора BN с кубической решеткой, называемого кубическим
нитридом бора. Его получают спеканием микропорошков нитрида бора
(гексагонального, кубического) при высоких температурах и давлениях или
прямым синтезом из нитрида бора с гексагональной решеткой. В зависимости
от технологии получения кубический нитрид бора выпускают под названием:
эльбор, эльбор-Р, боразон.
Кубический нитрид бора имеет такую же, как алмаз, кристаллическую
решетку и близкие с ним свойства. По твердости (9000 HV) он не уступает
алмазу, но превосходит его по теплостойкости (1200 ОС) и химической
инертности. Отсутствие у кубического нитрида бора химического сродства к
железу позволяет эффективно использовать его для обработки различных
труднообрабатываемых сталей, в том числе цементованных и закаленных
(> 60 HRC).
87
6.6. Штамповые стали
Штампы предназначены для изготовления деталей методами холодной
или горячей деформации. Применяемые для их изготовления стали должны
обладать высокой прочностью, твердостью, износостойкостью.
Штамповые стали подразделяются на стали для холодного и горячего
деформирования.
Штамповые стали для холодного деформирования
Основные свойства, которыми должны обладать стали для штампов и
других инструментов холодной обработки давлением, - высокие твердость,
износостойкость,
прочность,
сочетающиеся
с
удовлетворительной
пластичностью. При больших скоростях деформирования, вызывающих
разогрев рабочей кромки инструментов до 450 ОС, от сталей требуется достаточная теплостойкость. Для штампов со сложной гравюрой важно обеспечить
минимальные объемные изменения при закалке.
В связи с разнообразием условий деформирования, формы и размеров
штампов применяются следующие типы штамповых сталей для холодного
деформирования:
-углеродистые инструментальные У10А У13А;
-низколегированные инструментальные 9ХС, ХВГ и др.;
-быстрорежущие стали Р6М5 и др.;
-высокохромистые Х12М, Х12Ф1 и др.
Низколегированные штамповые стали
для холодного деформирования
Инструмент для штампов холодного деформирования должен иметь
высокую твѐрдость (>58НRC), поэтому для его изготовления применяются
стали с содержанием углерода > 1% в состоянии низкоотпущенного
мартенсита.
Из углеродистых сталей У10А, У11А, У12А изготавливают штампы
небольших размеров и простой конфигурации. Ввиду неглубокой
прокаливаемости их следует применять для относительно лѐгких условий
работы. Для более сложных конфигураций штампов и более тяжѐлых условий
работы применяют легированные стали, закаливаемые в масле, чаще всего Х
(ШХ15).
Валки станов холодной прокатки, которые тоже можно считать
инструментом, деформирующим металл в холодном состоянии, изготавливают
из хромистых сталей (с 1 - 2% Сr). Так как сечение у валков большое, их
закаливают в воде, а затем подвергают низкому отпуску при 100 - 120 ОС. Это
делают для того, чтобы поверхность валка на глубине 10-15 мм имела
максимально возможную твѐрдость (64 - 66 НRC), так как это, наряду с
другими условиями (отсутствием перегрева, равномерностью распределения
карбидов и др.), обеспечивает высокую стойкость в работе.
88
Наоборот, для инструмента некоторых видов, деформирующего металл в
холодном состоянии, но с ударом (клейма, зубила и др.), твѐрдость должна
быть ограничена некоторым верхним пределом около 52 - 58 НRC (в
зависимости от вида инструмента и условий работы).
При относительно лѐгких условиях работы (лѐгкие удары, малая
деформация и пр.) применяют углеродистые стали У7А, У8А, У9А.
Необходимая твѐрдость ( 58 НRC) получается путѐм закалки и отпуска при
250-350ºС. Хорошие результаты с позиций стойкости получаются в результате
―градиентной закалки‖ или закалки с самоотпуском. Степень разогрева при
самоотпуске контролируется или строго регламентированными по времени
условиями охлаждения, или по цветам побежалости. При этих способах
термообработки получается неравномерная твѐрдость: высокая в рабочей части
и постепенно понижающаяся в нерабочей. Это обстоятельство обеспечивает
большую стойкость в работе такого инструмента. Наиболее распространѐнные
марки штамповых сталей: 4ХС, 6ХС, 4ХВ2С, 5ХВ2С, 6ХВ2С.
Сталь Х6ВФ содержит меньше углерода и хрома и обладает меньшей
карбидной неоднородностью, чем высокохромистые стали. Поэтому она
превосходит их по прочности (в среднем на 500 МПа) и вязкости (почти в
2 раза), более пригодна для штампов с тонкой гравюрой и резьбонакатных
роликов. При закалке сталь Х6ВФ более склонна к росту зерна, поэтому се
обрабатывают только на первичную твердость.
Хромокремнистые стали 4ХС, 6ХС и дополнительно легированные
вольфрамом (2,0 - 2,7 %) 4ХВ2С, 5ХВ2С, 6ХВ2С образуют группу сталей
повышенной вязкости, используемых для изготовления инструментов,
подвергающихся ударам (зубила, гибочные штампы, обжимные матрицы и др.).
Повышение вязкости сталей достигается снижением содержания углерода (до
0,4 - 0,6 %) и увеличением температуры отпуска. Стали 4ХС и 6ХС отпускают
на твердость 52 - 55 HRC при температуре 240 - 270 ОС, которая несколько
ниже температуры проявления отпускной хрупкости первого рода. Стали с
вольфрамом, нечувствительные к отпускной хрупкости второго рода,
подвергают отпуску в более широком интервале температур: при 200 - 250 ОС
(53 - 58 HRC) или при 430 - 470 ОС (45 - 50 НRC). Эти стали благодаря
сохранению более мелкого зерна имеют несколько большую вязкость и
предназначены для инструментов, работающих с повышенными ударными
нагрузками.
Высокохромистые штамповые стали
для холодного деформирования
Для холодных штампов и других инструментов, деформирующих металл
в холодном или относительно невысоко нагретом состоянии (ролики, фильеры
для волочения и др.), широкое применение получили высокохромистые стали
(12 %Сr при 1-1,5 %С), обладающие высокой износоустойчивостью,
повышенной теплопроводностью, малой деформируемостью при термической
обработке и некоторыми другими особыми свойствами. В основном это стали
Х12, Х12М, Х12Ф1, Х6ВФ.
89
В этих сталях образуется большое количество карбидов хрома типа
(Сr7C3). Именно это обстоятельство и делает сталь высокоизносоустойчивой.
Способность этих карбидов переходить в раствор и в тем большей степени, чем
выше нагрев под закалку, позволяет, изменяя температуру нагрева под закалку,
изменять свойства сталей и их поведение при термической обработке. По своей
природе стали типа Х12 похожи на быстрорежущие, так как в них совершаются
те же превращения, что и у быстрорежущих сталей.
Необходимую высокую твѐрдость стали типа Х12 можно получить
закаливая еѐ от высоких температур (1150 ОС) в масле и получая,
следовательно, большое количество остаточного аустенита, а затем, путѐм
обработки холодом и отпуска, добиваться разложения остаточного аустенита и
получать высокую твѐрдость (> 60 НRC). Но чаще сталь типа Х12 закаливают с
температур, дающих наибольшую твѐрдость после закалки от 1050 - 1075 ОС и
последующего низкого отпуска при 150 – 180 ОС. Твѐрдость в обоих случаях
одинаковая (61 - 63 НRC), но в первом случае сталь обладает более высокой
красностойкостью, а во втором – большей прочностью.
Высокохромистые стали Х12М, Х12Ф1, содержащие 1,5 %С и до
1% V, относятся к ледебуритному классу и
обладают высокой
износостойкостью и глубокой прокаливаемостью (150 - 200 мм) при
охлаждении в масле. Их широко применяют для изготовления крупных
инструментов сложной формы: вырубных, обрезных, чеканочныX штампов
повышенной прочности, штампов выдавливания, калибровочных волочильных
досок, накатных роликов и др.
Разупрочняющая термическая обработка хромистых сталей Х12М,
Х12Ф1 отжиг на зернистый перлит по режиму: температура нагрева 900 ОС,
выдержка 2 ч, охлаждение с печью до 650 ОС и далее на воздухе, твердость не
более 210 НВ. Микроструктура отожженной стали содержит эвтектические,
вторичные и эвтектоидные карбиды типа М7С3 - (Cr, Fe)7С3 в количестве
16 - 17%.
Упрочняющая термическая обработка штампов из сталей Х12М,
Х12Ф1 производится на первичную или вторичную твердость по режимам:
- на первичную твердость: закалка от 1020
1070 ОС в масле или
ступенчатая, низкий отпуск при 150 – 180 ОС, твердость 60 62 HRC;
- на вторичную твердость: закалка от 1100 1170 ОС в масле, 2 3кратный отпуск при 500
520 ОС, твердость 60
62 HRC. Обработка на
вторичную твердость приводит к повышению теплостойкости стали.
Структура и свойства высокохромистых сталей в сильной степени зависят
от температуры закалки, так как с ее повышением увеличивается растворимость
карбидов и, следовательно, концентрация углерода и хрома в аустените. Это
приводит к резкому снижению интервала температур мартенситного
превращения. Изменение твердости стали Х12Ф1 (рис. 50) характеризуется
кривой с максимумом.
90
Рис. 50. Влияние
температуры закалки
на твердость и
количество остаточного
аустенита стали Х12Ф1
Повышение твердости при нагреве до 1075 ОС вызвано увеличением
твердости мартенсита, ее снижение при закалке с более высокой температуры интенсивным увеличением в структуре остаточного аустенита. Сохранение
остаточного аустенита обусловливает небольшие объемные изменения при
закалке.
Высокая износостойкость сталей Х12М, Х12Ф1 обусловлена большим
количеством карбидов Сr7С3, сохраняющихся в структуре после закалки.
Вместе с тем, большое количество карбидной фазы (примерно 15 - 17 % у
сталей Х12М и Х12Ф1 и около 30 % у стали Х12) приводит к повышенной
карбидной неоднородности, вызывающей снижение прочности и вязкости.
Наиболее сильно этот недостаток выражен у стали Х12. По этой причине чаще
применяют стали Х12М и Х12Ф1.
Штамповые стали для горячего деформирования
Штамповые стали для горячего деформирования должны обладать
высокой тепло-, разгаро- и окалиностойкостью, прокаливаемостью,
износостойкостью и теплопроводностью.
Разгаростойкость – это сопротивление образованию сетки трещин разгара
на рабочей поверхности штампов в результате многократных нагревов и
охлаждений во время работы.
Штамповые стали для горячего деформирования продразделяются на:
-полутеплостойкие
типа 5ХНМ, 5ХНВ и др., применяемые для
молотовых штампов и характеризующиеся высокой прокаливаемостью
(до 200 мм) и достаточно высокой вязкостью;
-теплостойкие
типа 4Х5В2ФС, 4Х5МФС и др., применяемые для
прессовых вставок. К этим сталям предъявляются повышенные требования по
теплостойкости и разгаростойкости и меньшие по прокаливаемости.
Многие штампы имеют большие размеры, поэтому сталь для их
изготовления должна обладать высокой прокаливаемостью. Это обеспечивает
высокие механические свойства по всему сечению штампа. Важно, чтобы сталь
не была склонна к обратимой отпускной хрупкости.
Разупрочняющая термическая обработка штамповых сталей
представляет собой полный отжиг или высокий отпуск (при 700 ОС).
91
Полутеплостойкие штамповые стали (5ХНМ, 5ХГМ и 5ХНСВ и др.)
упрочняются за счѐт мартенситного превращения. Сталь 5ХНМ, обладая
высокой устойчивостью переохлаждѐнного аустенита, прокаливается
полностью в блоках размером 400×300×300 мм и более.
Упрочняющая термическая обработка полутеплостойких штамповых
сталей типа 5ХНМ, 5ХНВ состоит из полной закалки в масле от 820 860 ОС и
среднего отпуска при 500
580 ОС на троостосорбитную структуру с
твердостью 35 45 HRC, в зависимости от стали и размера штампа.
Присутствие Мо в стали 5ХНМ повышает теплостойкость,
прокаливаемость и уменьшает склонность к обратимой отпускной хрупкости.
Теплостойкие штамповые стали типа 4Х5В2ФС, 4Х5МФС, 3Х2В8Ф и
др. подвергают высокотемпературной закалке от 1050 1100 ОС и среднему
отпуску при 570 600 ОС на структуру троостита отпуска с твердостью
45 50HRC. Эти стали упрочняются за счѐт мартенситного превращения и
дисперсионного упрочнения при отпуске за счѐт выделения специальных
карбидов. Фазовое состояние этих сталей в отожжѐнном состоянии –
легированный α-феррит и карбиды типа Ме23С6 и Ме6С. Стали характеризуются
высокой теплостойкостью, повышенной окалиностойкостью и обладают
высокой прочностью при хорошей вязкости.
В процессе эксплуатации в рабочем поверхностном слое формообразующих матриц штампов и пресс-форм происходят структурные изменения,
например у сталей ЗХ2В8Ф и 4Х5МФС.
Установлено, что исходная высокодисперсная сорбито-трооститная
структура в стали 3Х2В8Ф трансформируется в менее дисперсную сорбитную
структуру (рис. 51, а). При этом вследствие увеличения диффузионной
подвижности атомов углерода в условиях длительного циклического
температурно-силового воздействия количество карбидной фазы в рабочем
поверхностном слое матрицы из стали 3Х2В8Ф возрастает и наблюдается ее
коагуляция. Структура стали ЗХ2В8Ф содержит значительное количество
труднорастворимых карбидов М6С.
а
б
Рис. 51. Структура поверхностного слоя после эксплуатации пресс-форм
из сталей ЗХ2В8Ф (а) и 4Х5МФС (б). х300
92
Структура стали 4Х5МФС в рабочем поверхностном слое матриц более
однородна (рис.51, б). Количество карбидной фазы значительно меньше. В этой
стали преобладает карбид М2С. В поверхностном слое формообразующих
матриц после эксплуатации сохраняется равномерное распределение
дисперсной карбидной фазы по всему объему. Уровень ударной вязкости стали
4Х5МФС выше, чем стали 3Х2В8Ф.
С целью обеспечения высокой эксплуатационной стойкости пресс-форм
из стали 3Х2В8Ф рекомендуется повышать температуру их подогрева до
350-375 ОС, а для пресс-форм из стали 4Х5МФС снижать ее до 250 - 275 ОС.
В целом увеличение износостойкости и твердости штампов для
холодного и горячего деформирования достигается поверхностной
упрочняющей,
химико-термической
обработкой
типа
азотирования,
карбонитрирования, борирования и др.
6.7. Стали для измерительных инструментов
Основные свойства, которыми должны обладать стали этого назначения, высокая износостойкость, постоянство размеров и формы в течение
длительного срока службы. К дополнительным требованиям относят
возможность получения низкой шероховатости поверхности и малой деформации при термической обработке.
Наиболее широко применяют заэвтектоидные низколегированные стали
X, ХГ, ХВГ, 9ХС, обрабатываемые на высокую твердость (60 - 64 HRC). В
отличие от режущих инструментов термическую обработку проводят таким
образом, чтобы затруднить процесс старения, который происходит в
закаленной стали и вызывает объемные изменения, недопустимые для
измерительных инструментов. Причинами старения служат частичный распад
мартенсита, превращение остаточного аустенита и релаксация остаточных
напряжений, вызывающая пластическую деформацию. Для уменьшения
количества остаточного аустенита закалку проводят с более низкой
температуры. Кроме того, инструменты высокой точности подвергают
обработке холодом при минус 70 ОС. Отпуск проводят при 120 – 140 ОС в
течение 24 - 48 ч. Более высокий нагрев не применяют из-за снижения
износостойкости.
Инструменты повышенной точности подвергают неоднократному
чередованию обработки холодом и кратковременного (2 - 3 ч) отпуска.
Плоские инструменты (скобы, линейки, шаблоны и т.п.) нередко
изготовляют из листовых сталей 15, 20, 15Х, 20Х, 12ХНЗА, подвергаемых
цементации, или из сталей 50 и 55, закаливаемых с нагревом ТВЧ в
поверхностном слое.
Для инструментов сложной формы и большого размера применяют
азотируемую сталь 38Х2МЮА.
93
7. СТАЛИ И СПЛАВЫ С ОСОБЫМИ
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
Стали и сплавы с особыми физико-химическими свойствами
характеризуются такими специальными свойствами, как: высокая
коррозионноая стойкость, жаропрочность, высокое электросопротивление,
особые магнитные свойства и др.
7.1. Влияние легирующих элементов
на фазовый состав и структуру сталей и сплавов
Легирующие элементы специально вводят в сталь для придания ей
особых свойств: повышения прочности, твердости, жаропрочности,
коррозионной стойкости, ненамагниченности и др.
Легирующие элементы замещения подразделяются на:
-γ-стабилизаторы (Ni, Mn, Co), понижающие температуру →γ
превращения и соответственно расширяющие зону γ-фазы (легированного
аустенита) на диаграмме состояния Fe–легирующий элемент (рис. 52, а);
- -стабилизаторы (Cr, W, Mo, V, Ti и др.), повышающие температуру
→γ превращения и соответственно расширяющие зону
-фазы
(легированного феррита) на диаграмме состояния Fe–легирующий элемент
(рис. 52, б).
а
б
Рис. 52. Влияние легирующих элементов на фазовый состав сталей:
а – γ-стабилизаторов (Ni, Mn); б – -стабилизаторов (Cr, W, V и др.),
Из рис. 52 видно, что при содержании стабилизаторов свыше СКР
структура стали при комнатной температуре будет состоять из легированного
аустенита (рис. 52, а) или легированного феррита (рис. 52, б). Такие стали
называются соответственно аустенитными (например, 12Х18Н10Т, 110Г13 и
др.) или ферритными (например, 09Х18, Х26 и др.).
94
При содержании легирующего элемента меньше СКР стали могут быть
полуаустенитными (γ + ) или полуферритными ( +γ).
В отличие от других сплавов на основе железа, аустенитные и
ферритные стали не имеют превращений ни при нагреве, ни при охлаждении.
В сложнолегированных сталях влияние легирующих элементов на
расширение зон -фазы или γ-фазы на диаграммах состояния не всегда
суммируется. В некоторых случаях их влияние противоположно тому,
которое отмечается в двойном сплаве. Так, хром в тройном сплаве Fe – Cr –
Ni не сужает, а наоборот расширяет область γ-фазы, например в стали
12Х18Н10Т.
7.2. Коррозия металлов
Коррозия металлов – это разрушение, вызванное химическим или
электрохимическим воздействием.
По характеру физико-химических процессов, происходящих между
металлом и средой, различают два вида коррозии - химическую и
электрохимическую.
Химическая коррозия возникает в результате химического воздействия
на поверхность металла внешней среды и включает все виды химического
разрушения материалов, не связанные с переносом электрического заряда. К
ним относятся окисление металла при нагреве, газовая коррозия в парах и
газах сгорающего топлива (например, в двигателях внутреннего сгорания),
коррозия в жидкостях, не проводящих электрического тока (в спиртах,
различных органических жидкостях) и др.
Электрохимическая коррозия вызывается появлением электролитов и
может быть атмосферной (во влажном воздухе) и в других средах, например,
в морской воде, растворах кислот, щелочей, расплавах солей. Большинство
металлов и сплавов разрушаются в результате электрохимической коррозии.
Механизм электрохимической коррозии сводится к следующему. Если
в электролит поместить два соприкасающихся различных металла,
образуется гальванический элемент, при этом металл, который легче, отдает
электроны, служит анодом, а другой - катодом. В процессе работы
гальванического
элемента
анод
разрушается.
Аналогичные
микрогальванические элементы возникают между различными фазами, в том
числе в чистых и деформированных металлах, где роль анода играют
границы зерен или другие дефектные участки, а роль катода - тело зерна.
Металл с более электроотрицательным потенциалом становится
анодом и растворяется или сильнее окисляется (табл. 7).
Таблица 7. Значения электрохимических потенциалов различных металлов
Металл
A1
Ti
Fe
Ni
H
Cu
Ag
Электрохимический
-1,66
-1,63
-0,44
-0,25
0
+0,52 +0,80
потенциал
95
Существует
несколько
видов
электрохимической
коррозии:
равномерная, питтинговая, межкристаллитная и др.
Равномерная (общая) коррозия приводит к равномерному поражению
окислами всей поверхности детали.
Под ней принято понимать сплошную при макроскопическом
рассмотрении коррозию, охватывающую всю поверхность металла. При
микроскопическом рассмотрении общая коррозия может быть равномерной и
неравномерной по глубине, а также избирательной, связанной с
преимущественным растворением какой-либо структурной составляющей
материала.
Питтинговая коррозия приводит к образованию на поверхности
мелких точечных поражений коррозией металла, называемых питтингами.
Этот вид коррозии принадлежит к одному из наиболее опасных видов
коррозии. При малых потерях массы металл подвергается глубоким местным
поражениям, которые в короткий срок могут привести к сквозным дефектам.
Склонность сталей к питтинговой коррозии обычно оценивают числом
питтингов на единицу площади, диаметром и глубиной питтингов,
образующихся за определенный период времени.
Наиболее эффективно повышает стойкость против питтинговой
коррозии хром. Другим элементом, повышающим стойкость против
питтинговой коррозии, является молибден в количесиве до 2-3%. Кремний
также, как и молибден, повышает стойкость сталей против питтинговой
коррозии.
Углерод и марганец снижают стойкость сталей против питтинговой
коррозии.
Высокой стойкостью против питтинговой коррозии обладают
коррозионностойкихе стали ферритного класса типа Х25, Х28.
В аустенитных сталях можно повысить стойкость против питтинговой
коррозии легированием азотом.
Коррозия под напряжением (КРН) возникает при одновременном
воздействии коррозионной среды и напряжений растяжения.
РазрушениЕ в случая КРН идет достаточно быстро и осуществляется в
результате распространения трещины при напряжениях, меньших предела
прочности.
Считают, что в процессе КРН развитие трещины обеспечивается в
основном за счет анодного растворения, характерного для аустенитных
коррозионностойких сталей (типа 18-10 и др.).
Коррозия под напряжением типична для высокопрочных сталей со
структурой мартенсита или отпущенного мартенсита.
В средах, вызывающих КРН, целесообразно использовать ферритные и
ферритно-аустенитные стали.
Другим способом повышения стойкости против коррозионного
растрескивания аустенитных сталей является повышение содержания никеля.
96
Межкристаллитная
коррозия
(МКК)
представляет
собой
электрохимическое растворение поверхностных слоев зерен вследствие
снижения их электрохимического потенциала, вызванного снижением
содержания хрома ниже 12% вследствие выделения по границам зерен
карбидов хрома типа М23C6 - (Cr,Fe)23C6, (Cr,Fe)23(CN)6. Это происходит
потому, что карбид хрома М23C6 образуется за счет углерода всего зерна, а
Cr, вследствие низкой его диффузионной подвижности, поступает в карбид
только из поверхностных слоев зерна.
МКК опасна тем, что без заметных внешних признаков быстро
проникает по границам зерен вглубь, резко снижая механические свойства и
повышая хрупкость сплава.
Межкристаллитная коррозия возникает лишь в результате нагрева
закалѐнной аустенитной стали в определѐнной области температур (500700ОС). Такой нагрев вызывает выделение карбидов М23C6 по границам
зѐрен закалѐнных на аустенит сталей (содержащих С > 0,05%).
Склонность к МКК аустенитных нержавеющих сталей устраняют
уменьшением
содержания
углерода
или
введением
сильных
карбидообразующих элементов Ti, Nb и V, которые, образуя карбиды типа
МС (TiС, NbС и VС), препятствуют образованию карбидов хрома (Cr,Fe)23C6
и тем самым предотвращают появление межкристаллитной коррозии.
Меры борьбы с межкристаллитной коррозией:
-высокотемпературный нагрев до 1000 1100ОС с целью растворения
карбидов хрома (Cr,Fe)23C6 и последующее быстрое охлаждение в воде;
-понижение содержания углерода в сталях до 0,05 %;
-легирование сильными карбидообразующими элементами (T, Nb, V) с
целью связывания углерода в тугоплавкие карбиды типа МС.
При легировании стали карбидообразующими элементами (T, Nb, V)
отношение содержания титана к содержанию углерода (Ti/C) должно быть не
менее 5-8, а отношение Nb/C - не менее 8-10. Однако, это явление полностью
не подавляется: при длительной выдержке в интервале температур 500-850ОС
аустенитные стали, особенно крупнозернистые, проявляют склонность к
межкристаллитной коррозии.
Питтинговая и межкристаллитная коррозии более опасны, чем общая
равномерная коррозия, так как они могут быстрее привести к местному
разрушению сплава.
Внешняя среда оказывает большее влияние на коррозию сплавов.
Особую опасность для металлов (как, впрочем, и для всего живого)
представляют газообразные соединения серы. Поэтому очень важно
максимально обезвреживать промышленные газовыделения и поддерживать
чистоту воздушного бассейна.
Повышение устойчивости стали к коррозии достигается введением в
нее элементов, образующих на поверхности защитные пленки, прочно
связанные с основным металлом и предупреждающие контакт между сталью
и наружной агрессивной средой, а также повышающей электрохимический
потенциал стали в разных агрессивных средах.
97
7.3. Коррозионностойкие стали
Эти стали обладают высокой стойкостью против газовой и
электрохимической коррозии. Для обеспечения высокого сопротивления
коррозии сталь должна иметь однофазную структуру, так как при
содержании нескольких фаз, в первую очередь будет растворяться фаза с
меньшим электрохимическим потенциалом.
Основным легирующим элементом коррозионностойких сталей
является хром, количество которого должно быть не менее 13%. При
введении в сталь 12-14 % Cr ее электрохимический потенциал становится
положительным, и она приобретает устойчивость против коррозии в
атмосфере, воде, ряде слабых растворов кислот, солей и щелочей.
Сталь обладает высокой коррозионной стойкостью только тогда, когда
весь хром находится в твердом растворе. В этом случае он образует на
поверхности плотную защитную оксидную пленку (Cr,Fe)2O3.
Различают хромистые и хромоникелевые коррозионностойкие стали.
Хромистые коррозионностойкие стали
Хромистые коррозионностойкие стали являются самыми дешевыми и
поэтому самыми распространенными. При содержании Cr больше 13%
стабилизируется α – фаза (феррит) и никаких полиморфных превращений в
сталях не происходит. Нагрев вызывает только увеличение зерна. Длительная
выдержка при температуре около 600 - 650 ОС вызывает появление
интерметаллидной ζ-фазы FeCr. Образование такой фазы сильно
охрупчивает сталь. Медленное охлаждение или длительная выдержка при
500 ОС вызывает образование упорядоченного твердого раствора, что также
вызывает хрупкость, называемую 475О-ной хрупкостью. Увеличение
температуры выше 1000 ОС вызывает бурный рост зерна и, как следствие,
снижение вязкости и повышение хрупкости. Поэтому при всех вариантах
изготовления деталей из хромистых сталей и их термообработки необходимо
избегать температурных интервалов, при которых возможно охрупчивание.
Хромистые коррозионностойкие стали содержат углерода 0,05 - 0,45%
и подразделяются на стали, содержащие:
13% Cr (12Х13, 20Х13, 30Х13, 40Х13);
17% Cr (14Х17Н2Т);
25 - 28%Cr (15Х25).
В зависимости от содержания углерода и хрома хромистые стали
относятся к феррито-мартенситному (12Х13), мартенситному (20Х13, 30Х13,
40Х13), ферритному (14Х17Н2Т, 15Х25) и другим промежуточным классам
(рис. 53).
Одним из основных условий правильного проведения термической
обработки коррозионностойких сталей является исключение перегрева,
который в приводит не только к укрупнению зерна, но и вызывает появление
δ-феррита, повышающего хрупкость стали.
98
Рис. 53. Зависимость структуры
коррозионностойких
хромоникелевых сталей
от химического состава
Хромистые стали мартенситного класса с 13% Cr
К хромистым сталям мартенситного класса относятся, например, стали
с 13%
Сr типа 20Х13, 30Х13, 40Х13, характеризующиеся высокой
прочностью и твердостью. Стали, содержащие 13 % Сr, при нагреве и
охлаждении испытывают γ↔ -превращение. Стали с 13 % Сr применяются
для работы в слабоагрессивных средах.
Стали 12Х13 и 20Х13 – доэвтектоидные, 30Х13 – эвтектоидная, 40Х13
– заэвтектоидная.
Сталь 12X13 имеет феррито-мартенситную структуру, отличается
высокой пластичностью и обладает хорошей свариваемостью. Она
используется в продовольственном машиностроении и других отраслях для
различных
свариваемых
емкостей,
взаимодействующих
со
слабоагрессивными средами (водяным паром, водными растворами солей), а
также в качестве жаростойкой (до 700 ОС) для деталей печей.
Стали 12X13 и 20Х13 применяются для изготовления деталей с
повышенной пластичностью, подвергающихся ударным нагрузкам
(турбинных лопаток, клапанов гидроцилиндров и др.).
Стали 12X13 и 20Х13 подвергаются закалке в масле от 1000 - 1100 ОС и
высокому отпуску при 700 – 775 ОС. Применение более низкого отпуска,
создающего мелкие карбидные частицы, усиливает коррозию.
Отжиг стали 20Х13 проводится с нагревом ~1050 ОС, выдержкой ~1 ч,
охлаждением с печью со скоростью 20 ОС/ч до 200 ОС и далее на воздухе.
Стали 30Х13 и 40Х13 – не свариваются. Они обрабатываются горячей
деформацией в интервале температур 1100 - 850 ОС. Эти стали склонны к
образованию трещин при быстром нагреве или охлаждении. В этой связи при
нагреве под горячую деформацию сначала применяют медленный нагрев до
830ОС (А1), а затем в высокотемпературной нагревательной печи. После
горячей деформации применяют замедленное охлаждение заготовок в стопе
или песке. Холодная деформация этих сталей ограничена.
Для снятия внутренних напряжений после горячей или холодной
пластической деформации заготовки из сталей 30Х13 и 40Х13 применяют
отжиг при 750-800ОС с последующим охлаждением с печью до 500 ОС и
далее на воздухе на феррито-карбидную структуру.
99
Хромистые стали 30Х13 и 40Х13 подвергаются закалке в масле с
температуры нагрева 1050 ОС на структуру мартенсита с последующим
отпуском при 250 - 370 ОС на твердость 45 - 55 HRC. При отпуске
происходит снятие внутренних напряжений, сохраняется высокая
коррозионная стойкость и мартенситная структура с высокой прочностью.
При более высокой температуре отпуска 550 - 650 ОС происходит
распад мартенсита на ферритно-карбидную смесь с выделением карбидов
типа (Cr,M)23C6 c образованием ферритно-карбидной структуры типа сорбита
отпуска. Такой отпуск повышает вязкость, но несколько снижает
коррозионную стойкость стали.
Стали мартенситного класса 20Х13, 30Х13 и 40Х13 обладают высокой
твѐрдостью и повышенной прочностью, поэтому их используют для
изготовления деталей, которые должны сохранять высокую прочность и
износостойкостью при работе в агрессивных средах (хирургический
инструмент, подшипники, пружины и др.). Для таких деталей применяют
закалку и низкий отпуск.
Хромистые ферритные стали с 17 и 25 30% Cr
Стали ферритного класса из всех хромистых отличаются наилучшей
пластичностью и свариваемостью. Из них изготавливают листы и другие
полуфабрикаты для изготовления деталей с применением сварки.
Ферритные стали типа 14Х17Н2Т, 15Х25Т, 15Х28 не имеют фазового
( ↔γ)-превращения ни при нагреве, ни при охлаждении и отличаются от
хромистых сталей мартенситного и аустенитного класса более высокой
коррозионной стойкостью. Чем больше хрома в стали, тем выше
сопротивление коррозии. Эти стали обладают повышенной прочностью и
наиболее высокой коррозионной стойкостью и применяются как
жаростойкие (окалиностойкие) при рабочих температурах до 1000 ОС.
Хромистые ферритные стали обычно подвергают закалке в масле с
температуры нагрева 1000 - 1050 ОС и последующему отпуску при 700 - 800
О
С с охлаждением в масле с образованием сорбитообразной структуры.
При нагрева свыше 850 ОС, например, при сварке ферритные стали
становятся чувствительными к межкристаллитной коррозии и росту зерна.
Трещинообразование при межкристаллитной коррозии и рост зерна
при нагреве предотвращают путем снижения содержания углерода в стали до
значений ≤ 0,05% и введения таких сильных карбидообразующих, как Ti, Nb
и V, образующих карбиды или карбонитриды типа МС.
В связи с отсутствием полиморфных превращений рост зерна в
хромистых ферритных сталях носит необратимый характер. Поэтому
перевести ферритную сталь из крупнозернистого в мелкозернистое состояние
можно методом горячей деформации, сопровождающейся рекристаллизацией
с изменением размера зерна.
100
К недостаткам хромистых сталей ферритного класса относится их
высокая чувствительность к примесям внедрения (C, N), c увеличением
содержания которых значительно повышается температура хрупко-вязкого
разрушения.
Охрупчивание ферритных сталей происходит и в результате появления
в структуре ζ-фазы (FeCr), содержащей около 45% Cr, при температурах
нагрева 550 - 850 ОС, что сопровождается обеднением твердого раствора
хромом и, как следствие, снижением коррозионной стойкости. Устранение ζфазы достигается путем нагрева стали до 870 - 900 ОС с выдержкой, в течение
которого происходит ее растворение в феррите, и последующим
охлаждением в воде.
Повышение хрупкости ферритных сталей наблюдается при их нагреве
в области температур 350 - 540 ОС за счет так называемой «475-градусной
хрупкости», которая вызывается образованием в отдельных участках
упорядоченного твердого раствора α-Fe. Устранение такой хрупкости
достигается нагревом стали выше 550 ОС и последующим быстрым
охлаждением, так как при медленном охлаждении возможно ее повторение.
Высокохромистые ферритные стали с 25-28 % Сг в основном
используются как жаростойкие при рабочих температурах до 1050 - 1150 ОС
для различных деталей печей (муфели, чехлы термопар, реторты и пр.). При
длительном выдерживании в области температур 540 – 550 ОС они могут
охрупчиваться вследствие выделения ζ-фазы (FeCr).
Хромоникелевые коррозионностойкие стали
По структуре хромоникелевые коррозионностойкие стали относятся к
сталям аустенитного, аустенитно-ферритного, мартенситного и аустенитномартенситного классов. Легирование никелем в количестве 9 - 12%
переводит хромоникелевые стали в аустенитное состояние, что обеспечивает
лучшие механические свойства, меньшую склонность к росту зерна, а также
делает сталь более коррозионностойкой и не хладноломкой.
Нержавеющие стали с 18 % Cr и 10 % Ni получили наиболее широкое
распространение в машиностроении, в изделиях широкого потребления, в
архитектуре и скульптуре.
Аустенитное состояние сплавов с 18 % Cr и 8 - 15 % Ni в зависимости
от колебания состава может быть устойчивым и неустойчивым. В последнем
случае охлаждение сплава до низких температур (ниже 0 ОС) может привести
к образованию мартенсита (α′), которое можно вызвать также пластической
деформацией (α″). Пластическая деформация при низкой температуре может
вызвать в некоторых случаях образование так называемого гексагонального
ε-мартенсита (промежуточная фаза), который затем может перейти в
обычный α-мартенсит.
Аустенит с 18 % Cr и 8 - 10 % Ni неустойчив, охлаждение его в области
отрицательных температур и пластическая деформация при комнатной
температуре вызовут образование мартенсита.
101
В сплаве с 18% Cr и 10 - 12% Ni образование мартенсита можно
вызвать лишь деформацией при температурах ниже 0ОС, а сплавы с 18% Cr и
более 14% Ni обладают стабильным аустенитом: ни охлаждение, ни
деформация при низких температурах не вызовут образования α-фазы.
Наличие углерода в хромоникелевых нержавеющих сталях приводит к
образованию специальных карбидов, преимущественно типа М23С6-(Cr,
Fe)23C6.
Выделение карбидов при 500 - 700 ОС преимущественно происходит по
границам зѐрен, что при определѐнных условиях приводит к охрупчиванию
сталей, проявляющемуся в виде межкристаллитной коррозии.
Необходимо иметь в виду, что в результате закалки аустенитные стали
не упрочняются, а, наоборот, разупрочняются. Закалку предпочтительно
делать в воде, чтобы предотвратить выделение карбидов.
Механические свойства аустенитных нержавеющих сталей в
закалѐнном состоянии характеризуются низкими значениями пределов
прочности и текучести и высокими значениями пластичности.
Стали аустенитно-ферритного класса
В сталях аустенитно-ферритного класса соотношение γ- и α-фаз может
очень сильно меняться даже от небольших вариаций в содержании
легирующих элементов (даже в пределах марочного состава), что приводит к
резким колебаниям свойств. Это является одним из основных недостатков
сталей данного класса. Другим недостатком хромоникелевых аустенитноферритных сталей является выделение ζ-фазы, происходящее при
длительной выдержке в при температурах 540 - 550ОС.
Стали аустенитного класса
Эти стали обычно легируют хромом и никелем или марганцем, после
охлаждения до нормальной температуры имеют аустенитную структуру,
низкий предел текучести, умеренную прочность и высокую коррозионную
стойкость в окислительных средах, парамагнитны.
Стали аустенитного класса, по сравнению с ферритными сталями,
характеризуются более высокой технологичностью (деформируемостью,
свариваемостью). Из них могут быть изготовлены детали методом холодной
листовой штамповки.
Стали и сплавы с аустенитной и другими основами после закалки
являются пересыщенными твердыми растворами. Наиболее сильно эти стали
и сплавы выделяют вторичные фазы при температурах старения 600 - 700 ОС.
При более низких температурах такие процессы протекают медленно
вследствие низкой скорости диффузии легирующих элементов, а при более
высоких температурах (хотя диффузия ускоряется) - в результате
уменьшения пересыщенности твердого раствора.
Из коррозионностойких сталей аустенитного класса наиболее широко
применяются стали типа 18 9 (18% Cr- 9% Ni), 18
10, например
12Х18Н10Т и др.
102
В сталях типа 18-10 возможно появление -фазы (FeCr), которая
ухудшает технологические свойства и может привести к надрыву при
деформации, а также снижает намагниченность стали.
Аустенитные стали по способу упрочнения подразделяют на три
группы:
-твердые растворы, не упрочняемые старением;
-твердые растворы с карбидным упрочнением;
-твердыне растворы с интерметаллидным упрочнением.
Аустенитные стали при закалке не упрочняются. Их упрочнение
достигается пластической деформацией или старением при 650 750 С.
Упрочнение при старении происходит за счет дисперсионного
твердения при выделении карбидов типа М23C6 или интерметаллидов типа
-фазы типа Ni3(Ti, Al) или фазы Лавеса (Fe, Cr)2 (Ti, Nb).
Природа и механизм упрочнения и охрупчивания аустенитных хромоникелевых дисперсионно-твердеющих сталей и сплавов в процессе
старения обусловливается структурными превращениями, протекающими в
инкубационном (латентном) периоде формирования в аустените γ'-фазы с
ГЦК решеткой. Близка к отмеченному явлению и природа вторичного
твердения хромоникелевых нержавеющих сталей типа 12Х18Н10Т,
связываемая с процессами выделения карбида М2З С6 .
Закалка аустенитной стали типа 12Х18Н10Т обычно производится от
1050 1100ОС в масле или на воздухе, после нее сталь обладает высокой
пластичностью и низкой прочностью.
Так как мартенситное превращение стали 12Х18Н10Т происходит при
отрицательных температурах, то ее структура после закалки представляет
собой пересыщенный легирующими элементами
-твердый раствор,
содержащий двойники и специальные карбиды типа МС (TiC, NbC).
Последующее старение при 650
750 ОС приводит к упрочнению
хромоникелевых аустенитных сталей за счет дисперсионного твердения при
выделении карбидов типа (Cr, Fe)23C6, например в стали 12Х18Н10Т и др.,
или интерметаллидов в виде γ -фазы Ni3(Ti,Al), например, в стали
10Х11Н23Т3МР (ЭИ696М).
Хотя стали и сплавы ферритного, мартенситного и аустенитного
классов отличаются по составу и структуре, многие из них, особенно на
основе системы Fe – Ni–Cr, являются одновременно и коррозионностойкими,
и жаропрочными, и немагнитными и др. Поэтому возможна некоторая
универсальность в использовании таких сплавов.
Двухслойные стали. Для деталей химической аппаратуры,
работающих в коррозионной среде часто применяются двухслойные стали.
Они состоят из основного слоя - низколегированной или углеродистой стали
и коррозионно-стойкого плакирующего слоя толщиной 1-6 мм из
коррозионностойких сталей или никелевых сплавов.
103
7.4. Мартенситностареющие коррозионностойкие стали
Мартенситностареющие коррозионностойкие стали представляют
собой высоколегированные почти безуглеродистые (С 0,03%) стали
мартенситного класса, характеризующиеся высокой прочностью и
пластичностью в термически упрочненном состоянии.
Высокая прочность достигается за счет трех механизмов упрочнения:
мартенситного
, твердорастворного и дисперсионного твердения.
Широкое применение получили мартенситностареющие стали
03Н18К9М5Т (высокопрочная коррозионностойкая сталь ВКС-210) и
03Х11Н10М2Т (высокопрочная нержавеющая сталь ВНС-17), которые
характеризуются высокой прочностью ( В=1500 - 2200 Н/мм2), коррозийной
стойкостью в агрессивных средах при температурах до 450
500 С,
неограниченной
прокаливаемостью,
низкой
чувствительностью
к
концентраторам напряжений. Мартенситностареющие стали относятся к
числу наиболее высокопрочных свариваемых конструкционных материалов.
После закалки (нагрев до 800 - 860 ОС, охлаждение в воде или на воздухе) стали имеют мартенситное строение с плотностью дислокаций (1010 1012 см-2). Окончательной термической обработкой этих сталей является
старение в интервале температур 480 - 550 ОС, 3 - 5 ч, обеспечивающее
получение высокой прочности (ζВ=1800 - 2200 МПа, ζ0,2= 1600 - 200 МПа)
при удовлетворительной пластичности (δ=12 - 16 %, ψ=30 - 50 %). Значения
ударной вязкости при этом находяится на уровне 20 - 60 Дж/см2.
Ввиду высокого содержания легирующих элементов и низкого содержания углерода (<0,1 %) охлаждение при закалке этих сталей можно
осуществлять с любой скоростью. Мартенситное превращение в
анализируемых сталях начинается при 150 - 200 ОС и практически полностью
заканчивается (~10% АОСТ) при комнатной температуре. При содержании
никеля более 18 % мартенситное превращение заканчивается в области отрицательных температур.
Мартенситностареющие
коррозионностойкие
стали
обладают
неограниченной прокаливаемостью, хорошо свариваются. При термической
обработке практически не происходит коробления и отсутствует проблема
обезуглероживания.
Закалкой мартенситностареющих сталей от 820
950 ОС с
охлаждением в масле или на воздухе получают структуру, состоящую из
безуглеродистого высоколегированного мартенсита с высокой плотностью
дислокаций 1011см-2 и АОСТ =2 4% (рис. 54).
В закаленном состоянии мартенситностареющие коррозионностойкие
стали обладают сравнительно небольшой прочностью в=950 1000 Н/мм2,
высокой пластичностью =17 20%, =70% и могут быть использованы для
изготовления деталей обработкой резанием или методом холодной
пластической деформации (болтов, гаек и др.).
104
Рис. 54. Микроструктура
мартенситностареющей стали
03Х11Н10М2Т (ВНС-17) после закалки
(безигольчатый мартенсит), х500
Интенсивное упрочнение мартенситностареющих сталей достигается в
процессе старения (480 - 550ОС). При старения стали упрочняются за счет
дисперсионного твердения при образовании интерметаллидной когерентной
-фазы Ni3(Ti,Al) с ГПУ решеткой, которая в зависимости от температуры
старения может иметь кубическую или пластинчатую форму (рис. 55).
а
б
Рис. 55. Микрофрактограммы поверхностей разрушения
при растяжении образцов из мартенситностареющей стали
03Х11Н10М2Т (ВНС17):
а- закалка от 860 ОС+старение при 530 ОС;
б- закалка от 860 ОС+старение при 580 ОС. х2375
При температурах старения свыше 530ОС начинается перестаривание
(потеря когерентности, коагуляция частиц), а при температурах старения
свыше 600 ОС заметно протекает обратное мартенситное (
)-превращение
по схеме бездиффузионного механизма с увеличением АОСТ до 50 70%.
Низкотемпературная термодеформационная обработка (НТДО) по
режиму: закалка + холодная пластическая деформация + старение - весьма
эффективна для мартенситностареющих сталей.
Недостатком мартенситностареющих сталей является сравнительно
низкая твердость 50 55 HRC.
105
7.5. Жаропрочные стали и сплавы
Жаропрочные стали и сплавы обладают высокой прочностью при
повышенных температурах ~500 - 750ОС. К ним относятся легированные
стали перлитного, мартенситного, аустенитного и промежуточных классов и
сплавы на никелевой основе.
Жаропрочные стали и сплавы применяют для изготовления многих
деталей котлов, газовых турбин, реактивных двигателей, ракет и др. изделий,
работающих при высоких температурах.
Теория жаропрочности
Под жаропрочностью понимают длительную прочность при рабочих
585
температурах, например: 3000
=150 Н/мм2 – напряжение при Т=585ОС
сохраняется в течение 3000 часов.
Рабочие температуры современных жаропрочных сплавов составляют
примерно (0,45-0,8) ТПЛ. Требуемые сроки службы жаропрочных сплавов
изменяются от 1-2 ч (ракеты) до сотен или тысяч часов (газотурбинные
двигатели) и многих тысяч часов (стационарные газовые или паровые
турбины).
Жаропрочность является комплексным понятием, охватывающим
высокотемпературные свойства сплавов: сопротивление ползучести,
кратковременную и длительную прочность, длительную пластичность и
структурную стабильность.
Жаропрочность сплава тем выше, чем сильнее межатомные связи в его
кристаллической решетке, которые увеличиваются с повышением
температуры плавления.
С другой стороны, повышение жаропрочности достигается
легированием.
Основными элементами, повышающими жаропрочность, являются
молибден, вольфрам, ванадий, титан, ниобий, кобальт, алюминий и в
некоторой степени хром и никель. На жаропрочность стали хром влияет
значительно меньше, чем другие элементы. Однако присутствие хрома в
сталях и сплавах необходимо, так как он, наряду с алюминием и кремнием,
повышает их жаростойкость (окалиностойкость). Никель и марганец
способствуют созданию в стали аустенитной структуры, которая
обеспечивает повышение жаропрочности.
При повышенных рабочих температурах в сталях и сплавах протекает
деформационная ползучесть в виде пластической деформации под действием
напряжения ниже предела текучести за счет перемещения дислокаций и
зернограничного проскальзывания.
Основным способом торможения дислокаций при ползучести является
дисперсионное твердение. Максимальное торможение дислокации
достигается, когда расстояние между дисперсными частицами не превышает
100 атомных диаметров. Коагуляция включений приводит к резкому
снижению их тормозящей роли. Поэтому весьма эффективно торможение
106
дислокаций высокодисперсными частицами твердых включений, не
способных к коагуляции.
Менее эффективно торможение дислокаций атмосферами Коттрелла,
так как дислокации освобождаются от атмосферы в результате
диффузионных процессов.
Установлено, что напряжения, необходимые для движения дислокаций,
заблокированных атмосферами Сузуки, могут быть очень высокими, даже
когда температура близка к температуре плавления.
Исходя из превалирующей роли зернограничной деформации, следует,
что в условиях высокотемпературной ползучести крупнозернистый металл,
за счет меньшей протяженности границ зерен, обладает более высокой
жаропрочностью, чем мелкозерннстый.
Разрушение при высокотемпературной ползучести обычно происходит
по границам зерен.
Высокой жаропрочность обладают сплавы на основе тугоплавких
металлов - W, Mo, Nb, Ta, -имеющих ТПЛ 2000ОС. Сплавы на основе этих
металлов обладают жаропрочностью до ~1600 ОС.
Основные факторы, влияющие на жаропрочность сталей и
сплавов:
-природная основа сплава (феррит, аустенит);
-степень легирования;
-температура рекристаллизации;
-размер зерна;
-тип, форма и дисперсность упрочняющих частиц и степень их
когерентности с матрицей.
Температура рекристаллизации является границей, при переходе через
которую наступает разупорядочение. Она зависит от природы материала и
содержания легирующих элементов. Аустенитные сплавы имеют более
высокую температуру рекристаллизации ТРЕКР, чем ферритные, и поэтому
характеризуются более высокой жаропрочностью. Для чистых металлов
ТРЕКР 0,4 ТПЛ, а для сплавов ТРЕКР 0,5 - 0,7 ТПЛ.
При достижении определенной температуры ТК прочностные
характеристики жаропрочных сплавов резко снижаются. У лучших
жаропрочных сплавов на Ni-основе отношение ТК/ТПЛ=0,78, а на основе
кобальта ТК/ТПЛ=0,74.
Большое влияние на жаропрочность оказывает режим работы сплава –
характер изменения температуры и нагрузки во времени. При наличии
теплосмен материалы подвергаются термической усталости, что может резко
(в несколько раз) увеличить скорость ползучести или привести к разрушению
даже в отсутствие механических нагрузок вследствие только термических
напряжений (термическая усталость). Столь же сильно может влиять на
жаропрочность воздействие переменных напряжений, которое обусловливает
развитие высокотемпературной усталости.
107
Жаропрочные стали перлитного класса
Жаропрочные стали перлитного класса используются для изготовления
деталей и узлов энергетических установок, работающих длительное время
(10 - 200 тыс. ч) при температурах не выше 450 - 580 ОС.
Перлитные жаропрочные стали являются низкоуглеродистыми, содержащими углерода до 0,2 - 0,3 % и не более 2 - 3 % карбидообразующих
элементов, из которых самые важные - Мо, Сr и V.
Перлитные стали пластичны в холодном состоянии, удовлетворительно
обрабатываются резанием и свариваются.
Если рабочая температура не выше 400 ОС и давление 0,8 МПа,
применяются нормализованные углеродистые стали 12К, 15К, 18К, 22К,
поступающие в виде труб и листов. В марке "К" означает "котельная", а
цифра - содержание углерода в сотых долях процента.
Чем больше в стали углерода, тем выше прочность, но ниже
пластичность.
Для
более
ответственных,
паропроводных
пароперегревательных труб с рабочей температурой 600 ОС применяют
низколегированные стали (12Х1МФ, 25Х2М1Ф), в которых тугоплавкие
элементы, образуя карбиды, вызывают дисперсионное упрочнение.
Оптимальной термической обработкой перлитных сталей является
нормализация при ~ 1000 ОС с последующим отпуском при 650 - 750 ОС в
течение 2 - 3 ч.
Для перлитных жаропрочных сталей особенно важна стабильность
исходной структуры и свойств, так как изготовленные из них трубы и другие
части теплоэнергетических установок эксплуатируются годами. В исходном
состоянии основная масса молибдена находится в феррите, а ванадий, хром и
углерод - в карбидах типа МС.
В условиях длительной эксплуатации происходит изменение
химического состава феррита и карбидов; сфероидизация и рост карбидных
частиц; графитизация — разложение карбидов с выделением свободного
графита.
Особенно опасна графитизация, так как образование графита приводит
к аварийным разрушениям. Наиболее устойчив против графитизации карбид
МС, а наименее стоек - карбид М3С. Легирование ванадием и хромом, а
также отпуск после нормализации увеличивают термическую устойчивость
карбидов и стабилизируют свойства материала.
Жаропрочные стали аустенитного класса
Основными аустенитными жаропрочными сталями являются
хромоникелевые стали, дополнительно легированные W, Mo, V и др.
элементами.
Аустеннтные стали подвергаются упрочняющей термической
обработке в виде высокотемпературной закалки, с целью наибольшего
растворения ваустените избыточных фаз - карбидов, нитридов,
интерметаллидов - с последующим отпуском или старением при
эксплуатационных температурах.
108
Установлено, что ВТДО со степенями деформации 20-30% при 1200 ОС
с подстуживанием до 1000 ОС и немедленной закалкой и последующим
старением повышает жаропрочность аустенитпых сталей в условиях работы
при 550 - 650 ОС, что достигается образованием при BTДO зубчатых границ
зерен, препятствующих развитию и распространению межзеренных трещин
при ползучести.
Аустенитные стали с интерметаллидным упрочнением, например
в виде частиц γ -фазы Ni3(Ti,Al), более жаропрочны, чем стали с карбидным
упрочнением, что в основном связано с более высокой термической
стабильностью и дисперсностью. Обычно среднее расстояние между
интерметаллидами значительно меньше, чем между карбидами.
Для достижения высокой жаропрочности аустенитные стали
подвергают термической обработке, состоящей из двух последовательных
операций:
-закалки от 1050 - 1200 ОС в воде, масле или на воздухе, которая
проводится для растворения карбидных и интерметаллидных фаз в твердом
растворе (аустените) и получения высоколегированного твердого раствора;
-старения при 600 – 850 ОС, которым достигается выделение из
твердого раствора дисперсных упрочняющих частиц (рис. 56).
а
б
Рис. 56. Микроструктура жаропрочной стали аустенитного
класса 10Х11Н23Т3МР (ЭИ 696М):
а- после закалки от 1000 ОС;
б- после закалки от 1000 ОС и деформации с =35%. х1100
Эти стали пластичны, хорошо свариваются, но плохо обрабатываются
резанием. Сварной шов аустенитных сталей при наличии крупного зерна
обладает повышенной хрупкостью.
Аустенитные жаропрочные стали делятся на гомогенные, с карбидным
упрочнением и с интерметаллидным упрочнением. Последние – наиболее
жаропрочные. Гомогенные стали используются в закалѐнном состоянии, а
упрочнѐнные карбидами и интерметаллидами – в закалѐнном и состаренном.
109
Жаропрочные сплавы на основе никеля
Чистый никель не отличается особой жаропрочностью: при 800 ОС его
100~40 Мпа. Легирование чистого никеля 20 % Cr незначительно повышает
жаропрочность до 100~50Мпа.
Никель является самым подходящим металлом в качестве основы для
жаропрочных сплавов. В нѐм хорошо растворяются медь и кобальт.
При высоких температурах в Ni в больших количествах (до 35-45%)
растворяются тугоплавкие металлы V, W, Та, Мо, Сr. Также значительной
растворимостью при высоких температурах обладают Al, Ti, Nb, Si, Be - от
2,5 до 20 %.
С понижением температуры растворимость легирующих элементов в
никеле уменьшается. Именно это является основной предпосылкой для
создания стареющих никелевых сплавов, упрочняемых за счет
дисперсионного твердения.
В никелевых сплавах также содержатся карбидообразующие элементы
(Сr, Mo, W, V, Nb, Та, Ti) и элементы, образующие стойкие окислы (Сr, Аl),
защищающие металл от воздействия окружающей среды, в том числе и от
воздействия печных газов.
В структуре жаропрочных никелевых сплавов встречаются
карбонитриды, бориды и некоторые другие соединения. Но главными из них
являются интерметаллиды γ'-фазы и карбиды.
Разрушение жаропрочных сплавов при высоких температурах всегда
начинается и, как правило, заканчивается на границах зѐрен. Поэтому
упрочнение межзѐренных границ специальным легированием составляет
важную задачу в разработке жаропрочных сплавов. Для упрочнения границ
зѐрен, как правило, достаточно ввести небольшое количество легирующих
элементов, сегрегирующих на границах зѐрен. Такое легирование называют
микролегированием.
Наиболее эффективные микролегирующие элементы - бор (B) и
цирконий (Zr). Введение сотых долей процента В и Zr увеличивает
межзѐренное сцепление настолько, что время до разрушения при постоянной
нагрузке возрастает в несколько раз (в 10 и более), а относительное
удлинение - в 5 - 7 раз.
Некоторые примеси, даже в ещѐ меньших концентрациях, чем бор и
цирконий, наоборот, вызывают резко отрицательное влияние, особенно когда
располагаются по границам зѐрен. Они резко снижают жаропрочность и
пластичность сплавов и сильно увеличивают разброс значений механических
свойств даже в полуфабрикатах одной плавки.
Алюминий сильно повышает жаропрочные свойства нихромов (Ni
+20Cr). Это обусловлено формированием упрочняющей γ'-фазы Ni3Al,
количество которой быстро возрастает по мере увеличения содержания Al:
до 5% - при 0,6 % А1, до 25 % - при 1,7 % AI и до 42% - при 4 % AI.
110
Вместе с тем, Al уменьшает технологическую пластичность
никельхромовых сплавов, и при содержании его более 3-4 % возникают
существенные затруднения при обработке давлением.
Железо не является основным легирующим элементом и содержится в
никелевых сплавах в связи с возможностью использования для легирования
вместо хрома более дешевого феррохрома. В сплавах, предназначенных для
работы при 700 - 750 ОС, содержание Fe ограничивается 5 - 8 %, поскольку до
этих концентраций оно практически не влияет на жаропрочность и
технологичность сплавов. В сложнолегированных сплавах с высокими
рабочими температурами железо ухудшает жаропрочность и его содержание
не должно превышать 1 - 2%.
Кобальт входит в состав γ'-фазы, замещая Ni, но основная его часть
растворяется в γ-фазе. Он повышает температуру полного растворения γ'фазы в матрице, что способствует увеличению жаропрочности никелевых
сплавов. Благоприятное влияние Co на жаропрочность состоит также в
повышении пластичности и вязкости. Кроме того, кобальт - один из тех
редких элементов, которые не понижают температуру солидуса никелевых
сплавов. Поэтому его вводят в деформируемые никелевые сплавы в
количестве до 15 - 20%.
Ванадий, ниобий и тантал вводят в никелевые сплавы для
легирования γ'-фазы, упрочнения γ-раствора и формирования карбидов.
Ванадий примерно поровну распределяется между γ- и γ'-фазами и
стабилизирует структуру сплава. Его действие подобно бору, но бор
стабилизирует границы зѐрен, а ванадий оказывает такое же действие по
всему объѐму зерна. С увеличением содержания указанных элементов в
никелевых сплавах с алюминием и титаном жаропрочность повышается.
Хром, растворяющийся преимущественно в γ-фазе, увеличивает
длительную прочность сложнолегированных сплавов при температурах до
700-750ОС. Однако он существенно понижает температуру солидуса сплавов,
так что при очень высоких рабочих температурах большое содержание хрома
отрицательно сказывается на длительной прочности из-за ускорения
диффузионных процессов. В связи с этим, чем больше содержание хрома в
сложнолегированных никелевых сплавах, тем ниже их предельные рабочие
температуры.
Вольфрам и молибден примерно поровну распределяются в γ- и γ'фазах, тормозят развитие в них диффузионных процессов и поэтому
повышают жаропрочность никелевых сплавов. Однако, в случае высоких
содержаний молибдена при высоких температурах и длительных выдержках,
в никелевых сплавах появляется склонность к внутреннему окислению,
понижающему их свойства. Поэтому в некоторых высокожаропрочных
никелевых сплавах содержание молибдена ограничивается 1 – 2 %. Кроме
того, суммарное содержание W, Mo, и Сr не должно быть чрезмерно
большим, чтобы не допустить появления в структуре сплавов хрупкой
ζ-фазы, ухудшающей жаропрочность и пластичность.
111
В никелевых сплавах всегда есть углерод, в связи с чем в них
образуются карбиды титана и хрома, а в присутствии азота (N) и
карбонитриды. Карбиды и карбонитриды могут влиять на жаропрочность
никелевых сплавов и положительно, и отрицательно - в зависимости от их
количества и распределения.
Карбонитрид Ti(С,N) понижает пластичность и ударную вязкость
сплавов, особенно если он выделяется в форме удлинѐнных частиц. Вместе с
тем, будучи модификатором, карбонитрид измельчает зерно и межзѐренное
строение сплавов, повышая плотность отливок, уменьшает склонность к
межкристаллитной пористости.
В никелевых сплавах карбиды выделяются преимущественно по
границам зѐрен, упрочняя их, повышая жаропрочность и понижая
пластичность. Чтобы получить сочетание высокой жаропрочности и
приемлемой пластичности, необходимо обеспечить выделение определенных
карбидов в благоприятной форме. Наиболее желательны карбиды типа МС и
M6C простой формы. Резко отрицательно на свойства никелевых сплавов
влияют карбиды типа М23С6 с видманштеттовым строением. Легирование
никелевых сплавов ниобием и танталом способствует связыванию углерода в
стабильные карбиды типа МС, а повышенное содержание хрома облегчает
выделение карбидов типа М23С6.
Термообработка жаропрочных никелевых сплавов заключается в
одинарной или двойной закалке с температур 1200 - 1000 ОС и одинарного
или двойного старения при температурах 700 - 900 ОС (рис. 57).
а - х900
б- х150
Рис. 57. Микрофрактограммы поверхностей разрывов образцов сплава ХН73МБТЮ
(ЭИ 698) в состояниях: а закалка на воздухе от 1000 ОС; б двойная закалка на
воздухе от 1120 ОС и 1000 ОС + двойное старение при 750 ОС и 650 ОС
112
При разработке жаропрочных никелевых сплавов используется
несколько основных принципов:
-жаропрочные сплавы представляют собой γ-твѐрдый раствор на Cr-Ni
основе, легированный Со, W, Mo, Nb и другими элементами. Содержание их
в сплаве зависит от назначения сплава и экономической целесообразности;
-в жаропрочных сплавах обязательно присутствуют Ti, Nb, и Al, прежде
всего обеспечивающие образование главной упрочняющей γ′-фазы;
-сопротивление окислению и газовой коррозии обеспечивают главным
образом хром и алюминий за счѐт образования окисных пленок Cr2O3 и
Al2O3;
-углерод содержится в жаропрочных сплавах в небольших количествах
(0,08 - 0,12%), образуя карбиды и карбонитриды;
-бор (0,005 - 0,015%) образует бориды типа МВ2.
Весьма важно для жаропрочных сплавов держать на минимальном
уровне содержание легкоплавких примесей Pb, Cd, Ag, Si, Sb, S.
Жаропрочные никелевые сплавы применяются преимущественно для
изделий с рабочими температурами от 700 до 1100 ОС. Их используют в
газовых турбинах в двигателях самолѐтов, кораблей, энергетических
установок, при изготовлении деталей ракетно-космической техники, в
нефтехимическом и газовом оборудовании.
Жаропрочные сплавы на основе кобальта
Жаропрочные сплавы на основе кобальта имеют более низкие
характеристики жаропрочности по сравнению со сплавами на основе Ni.
Кобальтовые сплавы вследствие специфики механизма упрочнения содержат
повышенное количество углерода (0,25 - 1,0 %).
Преимуществом сплавов на основе Со является их хорошая
коррозионная стойкость при повышенных температурах, например, в
продуктах сгорания топлива, они характеризуются высокой стабильностью
структуры при длительных сроках службы под напряжением.
Основные фазы кобальтовых сплавов: аустенитная γ-матрица с ГЦК
решѐткой, карбиды, бориды, карбонитриды и ГПУ фазы (ζ, фазы Лавеса).
При тщательном контроле химического состава образование ГПУ фаз в этих
сплавах можно избежать (они нежелательны). Интерметаллидная γ′-фаза в
них не выделяется.
Основным элементом, стабилизирующим ГЦК решѐтку в кобальтовых
сплавах, является Ni в количестве 10 - 30 %.
Кобальтовые сплавы имеют более высокую теплопроводность и
меньший коэффициент термического расширения, чем никелевые
жаропрочные сплавы. Поэтому кобальтовые сплавы применяются для
изготовления деталей, предназначенных для длительной работы в
агрессивных средах, в условиях термической усталости и имеющих
сравнительно большие размеры (например, сопловые и рабочие лопатки
мощных газовых турбин).
113
Термодеформационная обработка
жаропрочных никелевых сплавов
В настоящее время нет достаточно обоснованных критериев выбора
режимов термодеформационной обработки (ТДО) жаропрочных никелевых
сплавов.
В соответствии с общепринятыми представлениями о механизме
динамической рекристаллизации зарождение и рост новых зерен происходят
в местах с наибольшей плотностью дислокаций, на границах раздела фаз.
Следует отметить, что частицы вторых фаз становятся эффективным
барьером для движения дислокаций по методу Орована только в том случае,
когда их размер больше некоторого критического. Так, размер частиц γ'-фазы
в жаропрочных никелевых сплавах должен быть более 30 нм для того, чтобы
дислокации огибали и образовывали вокруг них петли. При размере частиц
γ'-фазы менее 20 нм дислокации «перерезают» их, что может привести к
нарушению сплошности , наиболее вероятной в месте пересечения плоскости
скольжения с границей зерна.
Термодеформационная обработка жаропрочных никелевых сплавов
проводится с целью измельчения (регламентирования) размера зерна при
заданном распределении упрочняющих фаз. Она включает предварительную
горячую
деформацию,
сопровождающуюся
динамической
рекристаллизацией, в результате которой образуется мелкозернистая
структура. Последующую обработку давлением осуществляют в условиях
сверхпластичности. На заключительном этапе сплавы подвергают
рекристаллизационному отжигу с целью роста зерна до размера,
необходимого для обеспечения высокой жаропрочности, а также закалке и
старению.
Жаростойкие стали сплавы
Жаростойкие стали способны противостоять коррозии при
температурах свыше 500 - 850 ОС в условиях невысоких нагрузок.
Повышение окалиностойкости достигается введение в сталь, главным
образом, хрома, а также алюминия или кремния, то есть элементов,
находящихся в твердом растворе и образующих в процессе нагрева защитные
пленки оксидов (Cr, Fe)2O3, (Al, Fe)2O3.
Легирование хромом до 15-17% повышает окалиностойкость стали до
950 - 1000 ОС, а при введении 25 % Cr сталь становтся окалиностойкой при
1100 ОС. Легирование стали, содержащей 25 % хрома, алюминием в
количестве 5% повышает окалиностойкость до 1300 ОС.
Окалиностойкость зависит от состава стали, а не от структуры, в этой
связи окалиностойкость ферритных и аустенитных сталей при равном
количестве хрома практически одинакова.
Для изготовления различного рода высокотемпературных установок,
деталей машин, деталей печей и газовых турбин применяют жаростойкие
(обладающие также жаропрочностью) ферритные (12Х17, 15Х25Т) и
аустенитные (20Х23Н13) и др. стали.
114
7.6. Метастабильные аустенитные стали
К метастабильным аустенитным сталям относятся преимущественно
жаропрочные хромоникелевые стали с интерметаллидным упрочнением. Они
используются для изготовления компрессоров, турбин, дисков, сварных
изделий, крепѐжных и других деталей, работающих при температурах до
750-850 ОС (ЭИ 696 А, ЭИ 787, ЭИ 481 и др.).
Легирование сталей этого типа преследует цель создания
высоколегированного
метастабильного
железоникелевого
аустенита,
склонного к распаду при нагревах в интервале температур ~500-850 ОС с
выделением фаз-упрочнителей типа γ′ и фаз Лавеса. Состав упрочняющих
фаз в этих сталях изменяется в зависимости от легирования и определяет
уровень длительной прочности.
Аустенитные стали с интерметаллидным упрочнением содержат
повышенное количество Ni, Ti и Al. Содержание углерода в этих сталях
обычно менее 0,1 %. Во многие стали вводят Мо и /или W с целью
повышения их длительной прочности. Типовая термообработка этих сталей
заключается в закалке в воде или на воздухе с температур 1050-1100 ОС и в
последующем старении при температурах 500-750 ОС.
Одним из основных дефектов является огрубление структуры,
сопровождающееся
понижением
механических
свойств
и
даже
охрупчиванием. Термообработкой такую структуру улучшить нельзя из-за
отсутствия в этих сталях α ↔ γ –превращений.
7.7. Износостойкая аустенитная высокомарганцовистая
сталь 110Г13Л
Эта сталь применяется для изготовления трамвайных стрелок, зубьев
землеройных ковшей, траков гусениц, которые упрочняются в процессе
эксплуатации.
Сталь 110Г13Л обладает высокой износостойкостью при ударных
нагрузках благодаря деформационному упрочнению и образованию в
процессе деформации ε-мартенсита.
Для тонкой структуры стали Гадфильда характерно высокое
содержание двойников, которые служат основным механизмом пластической
деформации.
Литые детали из стали 110Г13Л подвергают закалке от 1100 ОС в воде с
целью получения устойчивой аустенитной структуры и предотвращения
выделения в процессе охлаждения карбидов типа (Fe,Mn)3C, которые
снижают прочность и вязкость.
После закалки сталь имеет низкую твердость (~200 НВ) и высокую
вязкость.
Отличительной особенностью высокомарганцовистой аустенитной
стали является то, что с повышением динамических нагрузок и давлений
115
износостойкость значительно возрастает по сравнению с обычными сталями
той же твердости.
Высокая твердость и износостойкость достигаются в результате деформационного упрочнения (наклепа) поверхностных слоев стали в процессе
ударного нагружения деталей.
В условиях ударного воздействия в поверхностном слое стали
образуется большое количество дефектов кристаллического строения
(дислокаций, дефектов упаковки и др.), что приводит к увеличению
твердости поверхностных слоев до 600 НВ.
В условиях абразивного износа и трения при сравнительно малых
контактных давлениях сталь Гадфильда не имеет существенных
преимуществ по сравнению с другими сталями.
Несмотря на низкую твердость, сталь 110Г13Л трудно обрабатывается
резанием, что объясняется происходящим при резании высоким
деформационным наклепом. Поэтому детали из этой стали преимущественно
изготавливают литьем.
116
7.8. Влияние редкоземельных металлов на свойства сплавов
Редкоземельные элементы в связи с большими атомными размерами
весьма ограниченно растворяются в сталях и сплавах, и растворимость их
резко понижается с падением температуры. В связи с вышеизложенным РЗМ
весьма незначительно вводят в сплавы. Поэтому их часто называют
легирующими микродобавками. Учитывая изложенное, количество
вводимого легирующего элемента довольно различное, но оно должно быть
не технологической добавкой, а легирующим элементов, то есть должно быть
строго дозируемым по минимуму и максимуму (с учетом, конечно, и способа
выплавки). Минимум РЗМ определяется началом его влияния, а максимум тем количеством, которое еще не сильно ухудшает свойства (особенно,
пластичность и технологичность). Поэтому, как правило, изменение
определенных свойств при введении РЗМ имеет экстремум, то есть при
оптимальном количестве (обычно среднем) имеется наибольшее улучшение.
РЗМ и другие элементы, вводимые в небольших количествах в связи с
их большими атомными радиусами, весьма незначительно растворяются в
металле при комнатной и рабочих температурах. Но несмотря на это, их
влияние на механические, коррозионные и другие свойства довольно велико,
потому что они, как правило, улучшают технологичность металла при
металлургическом переделе и сварке, уменьшают охрупчивание, вызывают
дисперсионное твердение, улучшают коррозионные свойства (особенно
сопротивляемость обшей коррозии) и др. Многогранность их полезного
влияния обусловлена не только улучшением граничного качества металла, но
и тем, что они способствуют более равномерному распаду твердого раствора,
т.е. улучшению транскристаллитного состояния зерна.
Редкоземельные металлы – это химические элементы III группы
периодической системы элементов. Для легирования сплавов чаще всего
используются такие редкоземельные металлы, как иттрий, лантан и церий.
Как правило, их, как и микродобавки таких элементов, как бор, цирконий и
кальций, используют для упрочнения границ зѐрен жаропрочных и
жаростойких сплавов. Положительно влияют редкоземельные металлы и на
такие характеристики жаропрочных сплавов, как скорость ползучести,
длительная прочность и окалиностойкость.
Большинство РЗМ способствуют более однородному распаду твердого
раствора - увеличению концентрации зарождения избыточных фаз, что, в
свою очередь, обусловливает более изотропное состояние металла. Но
количество РЗМ должно быть строго дозированным: при малом их
содержании не проявляется улучшение описанных свойств, при большом их
количестве (выше оптимального) наблюдается проявление хрупкости,
ухудшается технологичность, хотя и будет улучшаться сопротивляемость
радиационному разбуханию.
В отношении редкоземельных металлов всегда важно иметь в виду то,
что они при выплавке сталей и сплавов в индукционной печи
характеризуются угаром от 30 до 65 %.
117
7.9. Аморфные металлические сплавы
Аморфные металлические сплавы (АМС) представляют собой новый
класс материалов, отличающихся отсутствием кристаллической решетки, т.е.
имеющих строение и свойства, характерные для аморфных материалов.
Основным методом получения АМС является быстрое охлаждения
сплава со скоростью 106–108 ОС/с, превышающей скорость кристаллизации.
При высоких скоростях охлаждения диффузионные процессы
настолько замедляются, что образование зародышей и рост кристаллов
затруднены и происходит переход жидкого металла
в аморфное
(стеклообразное) состояние, которое протекает при характерной для данного
сплава температуре, называемой температурой стеклования (ТСТ), например,
составляющей:
Сплав:
ТСТ, ОС:
Pd80Si20
380
Fe78Si10B12
505
Ni75Si8B17
482
Получение аморфной структуры в принципе возможно для всех
металлов. Наиболее легко аморфное состояние достигается в сплавах Al, Pb,
Sn, Cu и др. Для образования аморфной структуры переходных металлов к
ним необходимо добавлять так называемые аморфизаторы (С, Р, В, N, и др.).
Высокие скорости охлаждения могут быть достигнуты различными
методами, однако наиболее часто используется охлаждение из расплава на
поверхности быстровращающегося диска. Этот метод позволяет получать
ленту, проволоку, гранулы, порошки.
Первый аморфный материал был получен способом выстреливания
капли расплава на теплоотводящую поверхность. Этот способ обеспечивает
наибольшую скорость охлаждения 108–1010 ОС/с и преимущественно
используется в научных целях.
В промышленности для получения аморфной ленты широко
применяется метод спинингования, который заключается в том, что из
щелевого сопла расплавленный металл подается под давлением на быстро
вращающийся медный барабан. В Японии методом спинингования получают
из сплава Fe82B12P4C2 аморфную ленту шириной 100 мм и толщиной 20 мкм.
АМС значительно отличаются от своих кристаллических аналогов по
строению и, следовательно, по свойствам. В их структуре отсутствует
дальний порядок в размещении атомов и характерные особенности
структуры поликристаллических сплавов: границы зерен, дислокации и
другие дефекты. У АМС нет зональной ликвации и в целом они более
однородны по структуре и химическому составу, чем их кристаллические
аналоги. В то же время АМС в зависимости от условий получения сохраняют
геометрические и химические неоднородности ближнего порядка, что в
макромасштабе проявляется в форме неоднородностей плотности по
118
толщине и длине лент. Как следствие, в лентах возникают остаточные
напряжения и изменение свойств.
Аморфные сплавы обладают специфическим сочетанием физикохимических свойств.
По сравнению с кристаллическими аналогами аморфные сплавы
обладают высокой прочностью, твердостью, сочетающейся с достаточной
пластичностью при изгибе и сжатии. Прочность их достигает 5000 Н/мм2 и
близка к теоретической. Аморфные сплавы, обладая высокими упругопластическими свойствами, имеют малое деформационное упрочнение.
Электросопротивление аморфных сплавов в 2–4 раза выше, чем у
кристаллических. Аморфные ферромагнетики имеют большую магнитную
проницаемость и меньшую коэрцитивную силу, чем высоколегированные
кристаллические сплавы.
Аморфные сплавы отличаются также высокой коррозионной
стойкостью. Высокая коррозионная стойкость аморфных сплавов
обусловлена их большой химической однородностью, отсутствием дефектов
типа вакансий, дислокаций, неметаллических включений, а также высокой
скоростью образования защитных пленок на поверхности.
Аморфные материалы в виде ленты применяют для изготовления
магнитных экранов, обладающих большой прочностью и гибкостью, для
электронно-лучевых трубок, трансформаторов, электрических кабелей.
Аморфные порошки и волокна можно использовать для упрочнения
композиционных материалов на основе металлов, пластмасс, бетонов и др.
Недостатком аморфных сплавов является низкая термическая
устойчивость. При нагреве выше температуры стеклования возрастает
подвижность атомов, происходит переход аморфного состояния в
кристаллическое с присущими ему обыкновенными свойствами.
7.10. Нанокристаллические материалы
Нанокристаллическими называют материалы с размерами кристаллов
(зерен или частиц) менее 100 нм. В нано- и субмикроматериалах структурные
элементы имеют размеры 10 - 100 нм (нано-) и 100 - 1000 нм (субмикро-). По
порядку величины эти значения сопоставимы с характеристической длиной
различных физических явлений (длиной свободного пробега электронов для
электрокинетических явлений, размером домена для магнитных явлений и
т.д.), поэтому такие материалы обладают уникальными физикомеханическими характеристиками.
По комплексу свойств они существенно отличаются от обычных
материалов такого же химического состава, даже если структура последних
является мелкозернистой с размером зерен в поперечном направлении не
более 5-10 мкм.
Свойства нанокристаллических материалов определяются размерами
отдельных зерен и свойствами граничного слоя. В нанокристаллических
119
материалах с размерами зерен менее 6 нм объемная доля поверхностного
слоя толщиной 1 нм становится больше оставшегося объема кристаллов.
В компактном виде нанокристаллические материалы получают тремя
способами:
-переработкой частиц размером <100 нм методами порошковой
технологии в компактный материал;
-кристаллизацией аморфных металлических сплавов в контролируемых
условиях;
-рекристаллизационным отжигом интенсивно деформированных
металлических сплавов.
Порошки металлов, карбидов, нитридов, оксидов и других керамических материалов получают физическими и химическими методами: испарением материалов в инертной или активной газовой среде; размолом с
интенсивным подводом энергии в зону измельчения; синтезом порошка с
использованием плазмы, лазерного нагрева, электролизом.
Большая удельная поверхность нанокристаллических порошков создает
трудности при их переработке в компактный материал. Нанокристаллические
порошки плохо прессуются. В компактном материале остаточная пористость
достигает 10 % (об.), у металлических нанокристаллических материалов ее
удается сократить до 3 % (об.), в керамических материалах (у которых
порошки прессуются еще хуже) остаточная пористость составляет 15 % (об.).
Из-за пористости свойства порошковых нанокристаллических материалов
непостоянны. В то же время получение и переработка нанокристаллических
порошков является наиболее универсальным методом, пригодным для
создания нанокристаллической структуры в разнообразных материалах.
При сравнении свойств этих материалов с микрокристаллическими
аналогами обращает на себя внимание вклад граничных слоев.
Модули упругости Е и G у нанокристаллических материалов на 30 %
ниже, а твердость при Т < 0,4 - 0,5 Тпл в 2 - 7 раз выше, чем у
соответствующих аналогов.
Однако при 20 – 25 ОС пластическое деформирование при вдавливании
индентора уже сопровождается диффузионным скольжением, когда размер
зерен становится менее 10 нм, твердость понижается из-за увеличения вклада
диффузионной подвижности пограничных слоев. Несмотря на понижение,
твердость нанокристаллических материалов с размерами зерен менее 10 нм в
несколько раз превышает твердость микрокристаллических аналогов.
Нанокристаллические материалы отличаются повышенной прочностью
как у однофазных (медь, палладий), так и у многофазных, полученных
кристаллизацией аморфных сплавов: предел текучести в 2 - 3 раза, а
временное сопротивление в 1,5 - 8 раз выше, чем у соответствующих
легированных сплавов.
Нанокристаллические материалы имеют высокие демпфирующие
свойства, так как из-за различия модулей упругости самих зерен и граничных
слоев упругие колебания распространяются неоднородно и существенно
120
рассеиваются. У меди с размером зерен 200 нм уровень фона внутреннего
трения, являющегося мерой демпфирующей способности, в 2 - 3 раза выше,
чем у серого чугуна, который считается хорошим демпфером.
Нанокристаллические сплавы сильнее расширяются при нагреве из-за
более интенсивного (в 2 - 2,5 раз) расширения граничного слоя по сравнению
с зернами.
Удельное электросопротивление нанокристаллических материалов
выше, чем у соответствующих аналогов, так как электроны проводимости
сильнее рассеиваются на границах зерен. Так, у нанокристаллических меди,
никеля и железа с размерами зерен 100 - 200 нм удельное
электросопротивление при 20 ОС возрастает соответственно на 15, 35 и 55 %.
Уменьшение диаметра зерна меди до 7 нм повышает удельное
электросопротивление в несколько раз.
Ферромагнетизм у нанокристаллических сплавов, получаемых из
аморфных сплавов на основе железа, проявляется необычно. Например,
образование нанокристаллической структуры в сплавах Fe81Si17B12
сопровождается повышением магнитной твердости. Коэрцитивная сила от
исходного значения 40 А/м у аморфного сплава увеличивается в 125 -700 раз.
В то же время разработаны сплавы с аморфно-кристаллической
структурой, которые имеют комплекс свойств магнитомягкого материала.
Сплав Fe73Cu1Nb3Si13B9 является одним из лучших в этой группе. После
отжига при 530 - 500ОС в течение 1 ч исходный этот аморфный сплав
приобретает двухфазную аморфно-кристаллическую структуру - зерна
твердого раствора кремния в железе с размерами 10 - 20 нм, окруженные
аморфной оболочкой.
Внедрение нанокристаллических материалов постоянно расширяется в
радиотехнике и других отраслях.
121
КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
по дисциплине «Специальные стали»
1. Полиморфные превращения железа: механизмы, объемные изменения.
2. Влияние углерода и примесей на структуру и свойства сталей (Mn,Si,S,P,H,O,N).
3. Твердые растворы внедрения и замещения, упорядоченные.
4. Взаимодействие легирующих элементов с дислокациями. Деформационное
старение.
5. Химические соединения и их отличия от твердых растворов.
6. Металлические химические соединения: фазы внедрения, Лавеса.
7. Карбидная фаза в легированных сталях и ее влияние на свойства сталей.
8. Теория образования специальных карбидов.
9. Твердорастворное упрочнение сталей (феррита и аустенита) и сплавов.
10. Деформационное упрочнение.
11. Упрочнение - и - мартенситом. Обратное мартенситное превращение.
12. Мартенсит напряжения и деформации.
13. Зернограничное упрочнение.
14. Дисперсионное твердение сталей и сплавов
15. Необратимая отпускная хрупкость. Причины ее появления.
16. Обратимая отпускная хрупкость. Влияние на нее легирующих элементов.
17. Хрупкость 475 град.
18. Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение при закалке и
отпуске, а также критические точки Е и S.
19. Влияние легирующих элементов на деформируемостьи свариваемость.
20. Маркировка легированных сталей.
21.Строительные стали.
22. Трубные стали: особенности, марки и термообработка.
23. Двухфазные феррито-мартенситные стали: их особенности, марки и
термообработка.
24. Улучшаемые легированные стали, их свойства, структура, дефекты.
25. Пружинно-рессорные стали и сплавы, их термообработка, структура и свойства.
26. Стали для холодной листовой штамповки: особенности, их термообработка.
27. Стали для объемной холодной и полугорячей штамповки, их термообработка.
28. Низколегированные инструментальные стали, их термообработка и свойства.
29. Шарикоподшипниковые стали: марки, термообработка, структура и свойства.
30. Штамповые стали для холодного и горячего деформирования, их
термообработка.
31. Быстрорежущие стали, их термообработка, дефекты, сверхпластичность.
32. Твердые сплавы: методы получения, типы и свойства.
33. Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения сплавов.
34. Корррозионностойкие стали и сплавы, их термообработка и структура.
35. Жаропрочные сплавы перлитного, мартенситного и аустенитного классов.
36. Жаропрочные никелевые и кобальтовые сплавы, их термообработка.
37. Мартенситностареющие стали, их термообработка и структура.
38. Метастабильные аустенитные стали: ПНП-стали, 110Г13Л.
39. Влияние редкоземельных металлов (РЗМ) на свойства сплавов.
40. Аморфные сплавы и нанокристаллические материалы.
122
Глоссарий
Атмосфера Коттрелла, облако Коттрелла – облако примесных
атомов внедрения, сформировавшееся вдоль линии дислокации.
Бейнит — метастабильная структура, состоящая из смеси частиц
пересыщенного
углеродом
феррита
с
дисперсными
карбидами,
образующаяся из аустенита в температурном интервале между температурой
образования перлита и температурой начала образования мартенсита
(бейнитная область на С-образной диаграмме).
Деформируемость
—
способность
тела
к
пластическому
формоизменению при обработке давлением в условиях определенной схемы
напяженного состояния.
Дисперсионно-твердеющий
сплав
—
сплав,
упрочняемый
дисперсными частицами новой фазы, выделяющимися из пересыщенного
твердого раствора в результате его распада.
Дисперсное упрочнение —упрочнение дисперсными тугоплавкими
частицами.
Закалка — термическая обработка, в результате которой в металлах и
сплавах образуется неравновесная структура.
Композиционный материал, композит — конструкционный
(металлический или неметаллический) материал, в котором имеюся
усиливающие его элементы в виде дисперсных частиц, нитевидных
кристаллов, волокон или хлопьев более прочного материала; отличительная
особенность заключается в том, что составляющие его элементы (фазы)
создают новый эффект, заключающийся в суммировании и взаимном
усилении свойств.
Магнитострикция — изменение размеров и формы тела при
намагничивании.
Мелкозернистая структура — структура с величиной зерна менее
50 мкм.
Механико-термическая обработка — обработка, заключающаяся в
проведении холодной или теплой пластической деформации металлического
сплава (после полного цикла его термической обработки) с небольшими
степенями деформации ( 10 %) и последующем нагреве ниже температуры
рекристаллизации; в результате создания полигональной структуры достигается повышение механических свойств и прежде всего — жаропрочности.
123
Некогерентные выделения — выделения, имеющие некогерентные
границы с матричной фазой.
Отпускная хрупкость — переход стали в хрупкое состояние в
результате отпуска в определенном интервале температур.
Патентирование — термическая обработка, состоящая из
аустенитизации и охлаждения с контролируемой скоростью для получения
квазиэвтектоидной структуры (сорбит патентирования или троостит).
Питтинговая коррозия, точечная коррозия, язвенная коррозия —
местная коррозия металла в виде отдельных точечных поражений, при
которой коррозионное разрушение распространяется от пораженной точки
поверхности в глубину в виде тонкого, часто сквозного канала; на
поверхности наблюдается в виде язв.
Повреждаемость — дефекты материала
физическом или химическом воздействии.
при
механическом,
Предвыделение — процесс, происходящий в решетке пересыщенного
твердого раствора при старении и предшествующий началу выделения новой
фазы.
Строительная сталь — конструкционная сталь, применяемая для
изготовления строительных конструкций; как правило, низкоуглеродистая
(С = 0,22—0,25%) и низколегированная (обычно марганцем и кремнием).
Термодеформационная обработка — обработка, заключающаяся в
термическом и деформационном воздействии на металл (изделие) в таком
сочетании, когда пластическая деформация влияет на формирование
структуры при фазовых превращениях, происходящих во время
термического воздействия.
Технологичность
—
свойство,
определяющее
возможность
осуществления технологического процесса изготовления изделия; например,
способность к осадке, свариваемость и др.
Фаза — однородная часть гетерогенной системы, имеющая
собственный химический состав, строение, свойства и отделенная от других
частей системы поверхностью раздела.
Ячеистая структура, ячеистая дислокационная структура
—
структура, в которой участки с повышенной плотностью дислокаций (стенки
ячеек) разделяют области, практически свободные от дислокаций (ячейки).
124
Список использованных источников
1. Гольдштейн, М.И. Специальные стали: Учебник для вузов. 2-е изд.,
перераб. и доп. / М.И. Гольдштейн, Грачев С.Д., Векслер Ю.Т. – М.: Изд-во
МИСиС, 1999. 408 с.
2. Материаловедение: учебник для вузов / Б.Н.Арзамасов и др.; под
общ. ред. Б.Н.Арзамасова, Г.Г.Мухина.- 4-е изд.,стереотип. - М.: Изд-во
МГТУ им. Н.Э.Баумана, 2002. 648 с.
3. Прогрессивные толстолистовые стали для газопроводных труб
большого диаметра и металлоконструкций отечественного назначения// Сб.
докл. межд. научно-техн. конф. «Азовсталь-2002» - М.: Металлуриздат, 2004.
115 с.
4. Структура и свойства сплавов/ Б.Б. Гуляев [и др.] – М.: Металлургия,
1993. 317 с.
5. Филиппов, М.А. Износостойкие стали для отливок/ М.А. Филиппов,
Филипенков, Плотников Г.Н. – Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2009. 358 с.
6. Жуков А.А. Особенности термоусталостного разрушения
штамповых сталей 3Х2В8Ф и 4Х5МФС в условиях эксплуатации пресс-форм
литья под давлением/ А.А. Жуков [и др.]// МиТОМ. 1994. С. 34-37.
7. Вязников Н.Ф. Легированные стали/ Н.Ф. Вязников – М.:
Металлургия, 1963. 271 с.
8. Сокол, И.Я. Двухфазные сплавы/ И.Я. Сокол - М.: Металлургия,
1974. 215 с.
9. Физические основы пластической деформации/ П.И. Полухин [и др.]:
учебное пособие для вузов – М.: Металлургия, 1982. 584 с.
10. Технология конструкционных материалов: учебник для вузов /
А.М.Дальский [и др.]; под ред. А.М. Дальского. – 5- е изд., исправленное. М.: Машиностроение, 2004. 512 с.
11. Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка сплавов (в двух
томах)/ М.Л. Бернштейн.- М.: Металлургия, 1968. 1172 с.
12. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей:
Справочник/ М.Л. Бернштейн [и др.] - М.: Металлургия, 1989. 544 с.
13. Металловедение и термическая обработка сталей:Справочник в трѐх
томах. Том III. Термическая обработка металлопродукции/ под ред.
М.Л.Бернштейна, А.Г. Рахштадта– М.: Металлургия, 1983. 216 с.
125
126