4.2. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства стали. Влияние элементов на свойства стали

Влияние химических элементов на свойства стали.

Условные обозначения химических элементов:

хром ( Cr ) — Хникель ( Ni ) — Нмолибден ( Mo ) — Мтитан ( Ti ) — Тмедь ( Cu ) — Дванадий ( V ) — Фвольфрам ( W ) — В

азот ( N ) — Аалюминий ( Аl ) — Юбериллий ( Be ) — Лбор ( B ) — Рвисмут ( Вi ) — Вигаллий ( Ga ) — Гл

иридий ( Ir ) — Икадмий ( Cd ) — Кдкобальт ( Co ) — Ккремний ( Si ) — Cмагний ( Mg ) — Шмарганец ( Mn ) — Г

свинец ( Pb ) — АСниобий ( Nb) — Бселен ( Se ) — Еуглерод ( C ) — Уфосфор ( P ) — Пцирконий ( Zr ) — Ц

ВЛИЯНИЕ ПРИМЕСЕЙ НА СТАЛЬ И ЕЕ СВОЙСТВА

Углерод — находится в стали обычно в виде химического соединения Fe3C, называемого цементитом. С увеличением содержания углерода до 1,2% твердость, прочность и упругость стали увеличиваются, но пластичность и сопротивление удару понижаются, а обрабатываемость ухудшается, ухудшается и свариваемость.

Кремний — если он содержится в стали в небольшом количестве, особого влияния на ее свойства не оказывает.(Полезная примесь; вводят в качестве активного раскислителя и остается в стали в кол-ве 0,4%)

Марганец — как и кремний, содержится в обыкновенной углеродистой стали в небольшом количестве и особого влияния на ее свойства также не оказывает. (Полезная примесь; вводят в сталь для раскисления и остается в ней в кол-ве 0,3-0,8%. Марганец уменьшает вредное влияние кислорода и серы.

Сера — является вредной примесью. Она находится в стали главным образом в виде FeS. Это соединение сообщает стали хрупкость при высоких температурах, например при ковке, — свойство, которое называется красноломкостью. Сера увеличивает истираемость стали, понижает сопротивление усталости и уменьшает коррозионную стойкость. В углеродистой стали допускается серы не более 0,06-0,07%. ( От красноломкости сталь предохраняет марганец, который связывает серу в сульфиды MnS).

Фосфор — также является вредной примесью. Снижает вязкость при пониженных температурах, то есть вызывает хладноломкость. Обрабатываемость стали фосфор несколько улучшает, так как способствует отделению стружки.

ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА СТАЛИ

Хром (Х) — наиболее дешевый и распространенный элемент. Он повышает твердость и прочность, незначительно уменьшая пластичность, увеличивает коррозионную стойкость; содержание больших количеств хрома делает сталь нержавеющей и обеспечивает устойчивость магнитных сил.

Никель (Н) — сообщает стали коррозионную стойкость, высокую прочность и пластичность, увеличивает прокаливаемость, оказывает влияние на изменение коэффициента теплового расширения. Никель – дорогой металл, его стараются заменить более дешевым.

Вольфрам (В) — образует в стали очень твердые химические соединения – карбиды, резко увеличивающие твердость и красностойкость. Вольфрам препятствует росту зерен при нагреве, способствует устранению хрупкости при отпуске. Это дорогой и дефицитный металл.

Ванадий (Ф) — повышает твердость и прочность, измельчает зерно. Увеличивает плотность стали, так как является хорошим раскислителем, он дорог и дефицитен.

Кремний (С)- в количестве свыше 1% оказывает особое влияние на свойства стали: содержание 1-1,5% Si увеличивает прочность, при этом вязкость сохраняется. При большем содержании кремния увеличивается электросопротивление и магнитопроницаемость. Кремний увеличивает также упругость, кислостойкость, окалиностойкость.

Марганец (Г) — при содержании свыше 1% увеличивает твердость, износоустойчивость, стойкость против ударных нагрузок, не уменьшая пластичности.

Кобальт (К) — повышает жаропрочность, магнитные свойства, увеличивает сопротивление удару.

Молибден (М) — увеличивает красностойкость, упругость, предел прочности на растяжение, антикоррозионные свойства и сопротивление окислению при высоких температурах.

Титан (Т) — повышает прочность и плотность стали, способствует измельчению зерна, является хорошим раскислителем, улучшает обрабатываемость и сопротивление коррозии.

Ниобий (Б) — улучшает кислостойкость и способствует уменьшению коррозии в сварных конструкциях.

Алюминий (Ю) — повышает жаростойкость и окалиностойкость.

Медь (Д) — увеличивает антикоррозионные свойства, она вводится главным образом в строительную сталь.

Церий — повышает прочность и особенно пластичность.

Цирконий (Ц) — оказывает особое влияние на величину и рост зерна в стали, измельчает зерно и позволяет получать сталь с заранее заданной зернистостью.

Лантан, цезий, неодим — уменьшают пористость, способствуют уменьшению содержания серы в стали, улучшают качество поверхности, измельчают зерно.

ornamita.ru

Влияние легирующих элементов на структуру и свойства стали

Структура и физико-механические свойства высокопрочной стали опре-деляются системой легирования и режимами термической обработки.

Рисунок 4– Влияние углерода (а) и легирующих элементов (б) на твердость мартенсита и бейнита. Сталь содержит:

1—2,0% Мо–В; 2 – 0,5% Мо – В; 3– 1% Сг – 0,5% Мо–В.

Углерод оказывает заметное влияние на мартенситную и бейнитную стру-ктуры (рис. 4). Наблюдается линейная зависимость между твердостью мартен-сита и содержанием углерода в твердом растворе. В бейнитной структуре этот эффект проявляется значительно слабее, увеличение содержания углерода при-водит к понижению температуры превращения, некоторому измельчению зерна и увеличению количества дисперсных карбидов.

Повышение содержания углерода в стали нежелательно, так как это спо-собствует понижению температуры мартенситного превращения (МН), а также снижает пластичность и вязкость стали. Кроме того, при повышенном содержа-нии углерода резко ухудшается свариваемость и увеличивается интенсивность разупрочнения при отпуске.

Влияние легирующих элементов на твердость мартенсита сравнительно невелико (рис. 4,б). Наблюдается небольшое повышение твердости за счет уп- рочнения твердого раствора. Твердость бейнита изменяется значительно. Это связано как с повышением концентрации твердого раствора, так и со снижени-ем температуры превращения, способствующим образованию более мелкого зерна и повышению дисперсности карбидов. Влияние концентрации элементов на твердость стали нелинейно. Введение 1 % Мп вызывает повышение твер-до-сти по Виккерсу на 96 ед.; 1% Ni —на 23 ед.; 1% Сг--на 136 ед.; 1% Мо- на 64 ед.; 1% W —на 60 ед.; 1% V —на 90 ед.; 0,1% С повышает твердость на 43 HV.

Чрезмерное легирование не вызывает заметного упрочнения стали с маар-тенситной структурой, однако способствует нежелательному понижению тем-пературы Мн и увеличивает склонность к образованию закалочных трещин. С другой стороны, содержание легирующих элементов увеличивает сопротивле-ние отпуску и тем самым уменьшает разупрочнение стали при отпуске и сва-рочном нагреве.

Влияние различных легирующих добавок на температуру начала мартен-ситного превращения и сопротивление отпуску можно проиллюстрировать данными, приведенными в табл. 1

Таблица 1–Влияние легирующих элементов на сопротивление отпуску и температуру начала мартенситного превращения Мн

Легирующий элемент	Понижение температуры Мн (в° С на 1% элемента)	Сопротивление отпуску (изменение твердости на 1% элемента, HV)
Хром
Кобальт	Небольшое повышение
Марганец
Никель
Вольфрам
Молибден
Кремний
Ванадий	—
Углерод

При выборе легирующих элементов предпочтение элементовоказывать тем, которые максимально замедляют процессы отпуска и минимально пони-жают температуру Мн.

Для характеристики легирующих элементов можно использовать отноше-ние

К= сопротивление отпуску / понижение температуры Мн

Чем больше это отношение, тем благоприятнее действие легирующего эле-мента. Эти отношения составляют для хрома – 0, марганца -0,24, никеля -0 ,5, молибдена – 0,8, вольфрама –0,9; кремния - 1,8; кобальта более 8.

Исходную мартенситную структуру получали после закалки в воду, бей-нитную – после нормализации. Изменение твердости стали после отпуска исследовали в зависимости от время –температурного параметра

Т(20 + logt) -10 -3,

Параметр дает возможность анализировать зависимость твердости ста-ли от температуры и продолжительности выдержки отпуска в широких преде-лах. Например, параметр равен 8, он эквивалентен отпуску в течение 1 чпри 625° С или 100 чпри 540° С. Исследования проводили на стали с основой 0,10-0,18% С; 0,10-0,3% Si; 0,6-0,8% Мn, 0,5% Мо-В. В нее вводили требуемые ко-личества легирующих добавок.

В высокопрочные низкоуглеродистые стали, как правило,вводят незна-чительное количество бора (0,001 …0,005%) и его процентное содержание в стали не приводится. Бор способствует повышению прокаливаемости стали и образованию бейнитной структуры. Многочисленные исследования показали, что в низкоуглеродистых многокомпонентных сталях Мn - Сг - Ni - Mo - V, Cr - Mn - Mo - V, Cr- Si - Mn - Mo - V и других бор не понижает пластичности и вязкости мартенсита и бейнита.

Легирование 0,5% Мо приводит ко вторичному твердению мартенситной и бейнитной стали вследствие образования карбидов Мо2С). Образование кар-бидов молибдена сопровождается коалесценцией частиц Fe3C и заменой их (Fe3C) карбидами М23С6 по границам аустенитных зерен.

С увеличением содержания молибдена до 3% подъем кривых твердости, обусловленный вторичным твердением, увеличивается. Максимальная твер-дость соответствует появлению мелких игл Мо2С, а спад — их укрупнению, приводящему к образованию типичной видманштеттовой структуры из игл Мо2С.

Вольфрам, как легирующий элемент, действует аналогично молибдену. Замена 0,5% молибдена 1% вольфрама в основном составе не изменяет свойств бейнитной стали. При содержании вольфрама до 3% разупрочнение существен-но задерживается, причем вторичное твердение происходит при тех же пара-метрах отпуска, что и у молибденосодержащих сталей. Сталь с 3% W по мик-роструктуре не отличается от молибденовой; вторичное твердение в ней про-исходит за счет образования мелкодисперсных частиц W2C. Однако на величину Fe3C вторичной твердости вольфрам оказывает значительно меньшее влияние, чем молибден.

Добавка 0,1% V приводит к заметному вторичному твердению. Этот эф-фект заметно увеличивается с повышением содержания ванадия. Однако вре-мя-температурный параметр отпуска, соответствующий максимуму вторич-

го твердения, понижается. При этом разность его значений для нормализован-ного и закаленного состояния больше, чем при легировании молибденом. Небольшие добавки ванадия повышают интенсивность вторичного твердения; при введении его свыше 0,5% интенсивность твердения уменьшается.

Вторичная твердость связана с образованием мелкодисперсных выделе-ний V4C3 в момент растворения частиц Fe3C.При низком содержании ванадия частицы V4C3 имеют сферическую форму, а при высоком — пластинчатую. При последующем отпуске пластинчатые частицы V4C3растут и приобретают ок-руглую форму.

При содержании в стали 0,1% V на границах зерен образуются крупные частицы М23С6, последние не наблюдаются при содержании ванадия свыше 0,29%. По-видимому, это объясняется присутствием в стали 0,5% Мо. Извест-но, что при небольших концентрациях ванадия в стали карбид ванадия содер-жит до 40 ат.% молибдена.

Максимальное вторичное твердение отмечается при 0,4% V или при со-отношении V: С = 3: 1. Вероятно, это критическое значение связано со степе-нью несоответствия решеток карбида ванадия V4C3 и феррита. С увеличением содержания ванадия степень несоответствия решеток карбида V4C3 и

Титан в небольшом количестве вводят в сталь для связывания углерода. Его добавляют перед введением бора. Титан, связывая углерод и таким образом уменьшая его содержание в мартенсите, снижает твердость стали в закален-ном состоянии. Незначительное влияние титана на бейнитную структуру объяс-няется тем, что твердость бейнита обусловлена главным образом размером зе-рен. Эффект вторичного твердения зависит от наличия титана и больше всего проявляется при содержании его в пределах 0,1…0,3%.

Параметры отпуска, дающие максимальное вторичное твердение, близки к аналогичным параметрам стали, содержащей ванадий. Наибольший эффект наблюдается при содержании титана 0,21…0,24%.

Наличие хрома заметно сказывается на твердости неотпущенной мартен-ситной и бейнитной структуры. Вторичное твердение наблюдается только в стали с 0,5% Сг. Увеличение содержания хрома свыше 1% задерживает процесс разупрочнения при отпуске. Твердость при низких параметрах отпуска возрас-тает с увеличением содержания хрома. Однако при увеличении продолжитель-ности и повышении температуры отпуска увеличение содержания хрома приво-дит к интенсивному разупрочнению. При длительных выдержках и высоких температурах отпуска хром способствует повышению твердости вследствие упрочнения твердого раствора.

С введением 0,5% хрома заметно повышается твердость стали, содержа-щей 0,5% молибдена, что очевидно, происходит в результате растворения хро-ма в Мо2С. При содержании хрома более 1,0% карбид молибдена не образуется. Появляются небольшие самостоятельно зарождающиеся пластинки Сг7 Сз в матрице и происходят «местные» превращения Fe3Cв Сг7 Сз. При продолжи-тельном отпуске частицы Сг7 Сз вырастают в небольшие пластинки, которые затем перерастают в крупные частицы.

Основной особенностью хромистой стали является разупрочнение при низких параметрах отпуска. Это означает, что хром, как карбидообразующий элемент, заменяет молибден или вольфрам, но прочность хромистой стали при отпуске резко снижается.

Марганец используют при изготовлении высокопрочных бейнитных ста-лей. Увеличение содержания марганца способствует повышению твердости нормализованной стали, а на закаливаемую сталь влияет незначительно. Вто-ричного твердения, задерживающего разупрочнение при отпуске, не наблюда-ется ни в мартенситной, ни в бейнитной марганцевых сталях.

Добавка никеля способствует повышению твердости стали после норма-лизации и закалки. Твердость сохраняется при сравнительно низких парамет-рах отпуска, так как в никелевых сталях вторичное твердение не происходит. Никелевые мартенситные стали разупрочняются при более низких температу-рах, чем бейнитные.

Введение марганца и никеля приводит к ускорению процесса разупрочне-ния при отпуске.

Основной особенностью высокопрочных мартенситных и бейнитных ста-лей является низкое содержание углерода, что обеспечивает надлежащую сва-риваемость и вязкость стали. Увеличение содержания углерода не оказывает влияния на процессы, протекающие при отпуске, форма кривых отпуска и пара-метры вторичного твердения не изменяются. В нестареющей стали повышение содержания углерода ускоряет разупрочнение.

Состав мартенситных сталей следует выбирать таким образом, чтобы обе-спечивалась требуемая закаливаемость. Прочность бейнитной стали придает сочетание марганца, хрома и никеля, необходимая устойчивость свойств при отпуске достигается введением соответствующих количеств молибдена, воль-фрама и ванадия.

Легирование хромом производят для повышения прокаливаемости стали. Его содержание может быть ограничено 1 % . Из группы Мо - W - V предпоч-тение следует отдать молибдену, так как он дешевле вольфрама, и температуры аустенизации молибденовых сталей ниже, чем ванадиевых.

Эффективны добавки Si и Со. Они повышают сопротивляемость стали от-пуску.

Комплексное легирование позволяет получать стали с повышенной проч-ностью, вязкостью и пластичностью. Легирующие элементы, вводимые в сталь в определенном оптимальном сочетании, оказывают значительно большее вли-яние на свойства стали, чем каждый в отдельности. Комплекснолегированные стали, как правило, наиболее экономичны и стабильны по своим свойствам.

Основными легирующими элементами являются Mn; Si; Cr; Mo; Ni. Легирование многокомпонентное, однако содержание каждого легирующего элемента невелико и, как правило, не превышает 2 %. Это связано с тем, что практически все легирующие элементы повышая прочность, снижают пласти-ческие свойства стали.

Влияние содержания легирующих элементов на относительную проч-ность и пластичность показано на рис. 6.11 и 6.12.

Рис. 6.11. Влияние легирующих Рис. 6.12. Влияние легирующих

элементов на прочность стали элементов на пластичность стали

На вертикальной оси обозначены соответственно отношения прочности или ударной вязкости стали, легированной данным элементом, к этому пока-зателю для стали, не легированной данным элементом. Из графиков следует, что при содержании более 1…3 % практически все элементы, за исключением Ni, снижают ударную вязкость стали.

Основная сложность при сварке среднелегированных сталей –предотвра-щение образования холодных трещин. Как известно, холодные трещины обра-зуются в шве или околошовной зоне при наличии закалочных структур, отри-цательное влияние которых возрастает при повышенном содержании водорода и неблагоприятных полях внутренних напряжений.

Для каждой стали существует своя скорость охлаждения, превышение ко-торой приводит к образованию холодных трещин. Она называется первой кри-тической скоростью охлаждения - WКр1/

Наиболее радикальным приемом снижения скорости охлаждения являет-ся предварительный подогрев свариваемых кромок. Температура предваритель-ного подогрева может быть определена черезэквивалент углерода. Эквивалент углерода - это коэффициент, приводящий влияние легирующих элементов на термический циклсварки к влиянию углерода. Он определяется по эмпирическим формулам, которые несколько отличаются друг от друга в разныхлитера-

турных источниках.

Приведем наиболее часто применяемые:

Сэ = Сх +Ср

гдеСх - химический эквивалент углерода;

Ср - размерный коэффициент углерода.

Ср=0,005 Сх,

где - толщина свариваемого металла.

Температура предварительного подогрева может быть определена по формуле

В некоторых случаях размерный коэффициент не учитывают, и этот эк-вивалент углерода определяют по формуле

При этом температура предварительного подогрева определяется по гра-фику, приведенному на рис. 6.13.

Рисунок 6.13 – Зависимость температуры предварительного подогрева от эквивалента углерода в стали

Предварительный подогрев должен обеспечить снижение скорости ох-лаждения до значения WKpl. Однако чрезмерный подогрев приводит к очень ме-дленному охлаждению шва и околошовной зоны, что также неблагоприятно сказывается на процессе сварки, так как приводит к интенсивному росту зерна. Это в свою очередь снижает пластические свойства металла в зоне сварного со-единения и его способность сопротивляться действию растягивающих напря-жений. На рис. 6.14 приведены различные термические циклы сварки.

Рисунок 6.14 –Различные термические циклы сварки:

1-большаяскорость охлаждения; 2 - малая скорость охлаждения;

3 - сварка с сопутствующим подогревом после остывания шва ниже температуры роста зерна

При малых скоростях охлаждения (кривая 2) время tр.з пребывания стали при температуре выше температуры роста зерна увеличивается, и зерно успева-ет вырасти до крупных размеров. Поэтому для каждой стали существует вторая критическая скорость охлаждения WKp2, медленнее которой вести охлаждение не рекомендуется. В табл.6.18 приведены значения Wкр.1и WKp2для некоторых сталей. Чем больше между ними разница, тем легче подобрать термический цикл сварки.

Таблица 6.18. Значения первой и второй критической скорости охлаждения для некоторых сталей

4.2. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства стали

Почти все легирующие элементы изменяют температуры полиморфных превращений железа, температуру эвтектоидной и эвтектической реакции и влияют на растворимость углерода в аустените. Некоторые легирующие элементы способны так же, как и железо, взаимодействовать с углеродом, образуя карбиды, а так же взаимодействовать друг с другом или с железом, образуя промежуточные фазы – интерметаллиды.

Принято температуры равновесных превращений, совершающихся в железе в сталях в твердом состоянии, обозначать буквой А с соответствующим индексом. Температуры фазового равновесия указаны на диаграмме состояния Fe-Fe3C, поэтому обозначения связаны с линиями этой диаграммы.

Эвтектоидную температуру (линия PSK) обозначают А1, температуру ??? линииGS– А3, температуру полиморфного превращенияFeFe(линияNI) А4, температуру линииSE– Асm. Равновесные температуры А3и А4для чистого железа равны соответственно 911 и 13920С. В интервале указанных температур устойчива модификацияFeс решеткой ГЦК.

По влиянию на температуры полиморфных превращений А3и А4легирующие элементы можно разбить на две группыВ первую группу входят элементы группы никеля, которые понижают температуру А3и повышают температуру А4. К ним относятсяNi,Mn,Co,Cu.

В сплавах железа с никелем, марганцем и кобальтом - область «открывается», т.е. в определенном интервале температур существуют твердые растворы с ГЦК решеткой. При этом температура А3при определенной концентрации легирующего элемента понижается ниже нуля. На рис. 4.1. показан участок диаграммыFe– легирующий элемент с открытой- областью. В сплавах с концентрацией легирующего элемента, равной или превышающей точкуb, ГЦК решетка устойчива при температуре 20-250С; такие сплавы называют аустенитными сталями. Таким образом, аустенитом называют не только твердый раствор углерода вFe, но и любые твердые растворы на основеFe.

Рис 4.1 Схема состояния “железо- легирующий элемент группы никеля”

Рис. 4.2 Схема диаграммы состояния “железо

— легирующий элемент группы хрома”

а) замкнутой -областью

б) с промежуточной фазой

Во вторую группу входят элементы группы хрома, которые повышают температуру А3и понижают температуру А4. В этом случае температурный интервал устойчивости аустенита уменьшается и, соответственно, расширяется температурный интервал устойчивостиFe. Таких легирующих элементов большинство:Cr,Mo,W,V,Si,Tiи др.

Все перечисленные элементы образуют с железом диаграмму с «замкнутой» - областью (рис. 4.2). Концентрация, соответствующая точке с, для хрома составляет 12%.

Из перечисленных элементов, дающих замкнутую - область, только хром и ванадий не образуют с железом промежуточных фаз, и поэтому- область «открывается». Остальные легирующие элементы, замыкающие область, образуют с железом промежуточные фазы, поэтому при определенных концентрациях на диаграммах появляется линия, ограничивающая растворимость, правее которой расположены двухфазные области (рис. 4,2, б).

Однофазные сплавы с ОЦК решеткой, устойчивой при всех температурах вплоть до солидуса, называют ферритными сталями. Таким образом, ферритом называют не только твердый раствор углерода в Fe, но и любые твердые растворы на основеFe.

По отношению к углероду легирующие элементы разделяют на:

не образующие карбиды, которые, в свою очередь, подразделяются на графитизирующие – кремний, алюминий, медь; и нейтральные – кобальт и никель

карбидообразующие – марганец, хром, молибден, вольфрам, ниобий, ванадий, цирконий и титан (элементы перечислены в порядке возрастания их карбидообразующей способности).

При введении в сталь карбидообразующего элемента в небольшом количестве (десятые доли; для несильных карбидообразователей - 12%) образование карбида этого элемента чаще не происходит. В этом случае атомы легирующего элемента частично замещают атомы железа в решетке цементита; образуется легированный цементит, мало отличающийся по свойствам от обычного цементита.

Процесс взаимодействия легирующего элемента с фазами стали (ферритом и цементитом) можно представить протекающим в следующей последовательности: вначале происходит взаимодействие с карбидной фазой, в результате которого образуется легированный цементит либо специальные карбиды. Неизрасходованная часть легирующего элемента растворится в феррите (железе). Если легирующий элемент карбидов не образует, то он целиком растворится в железосодержащей (ферритной) фазе и оказывает влияние на полиморфные превращения железа.

Легирующие элементы существенно влияют на концентрацию углерода в эвтектоиде (перлите) и максимальную растворимость углерода в аустените (точки Sи Е диаграммы). Такие элементы, как никель, кобальт, кремний, марганец, хром, молибден, вольфрам, сдвигают точкиSи Е влево, т.е. в сторону меньших концентраций углерода. Очевидно, что в присутствии этих легирующих элементов ледебурит в структуре сплава появится при меньших концентрациях углерода, чем в нелегированных железоуглеродистых сплавах. Например, в стали с 1011%Crледебурит появляется в структуре при содержании углерода около 1%. В связи с этим легированные стали, содержащие ледебурит, классифицируют как ледебуритные.

Рассмотрим, какой будет структура различных легированных сталей в равновесном состоянии с учетом указанных закономерностей.

Пример 1. Сталь 30ХГСА содержит небольшие количества (около 1% карбидообразующих элементов – хрома и марганца – и не образующий карбидов кремний). Часть хрома и марганца израсходуется на легирование цементита, а остальная часть этих элементов и кремний пойдут на легирование феррита. В связи с изменением состава феррита и цементита изменяется состав эвтектоида в сторону меньших концентраций углерода, следовательно, в структуре стали 30ХГСА количество перлита увеличивается по сравнению со сталью 30.

Пример 2. Сталь шарикоподшипниковая ШХ15 содержит большое количество углерода (0,951,05%) и небольшое количество хрома (1,301,65%). Поскольку хром является активным карбидообразователем, он весь израсходуется на легирование цементита и образование собственных карбидов. Кроме того, он снижает содержание углерода в эвтектоиде. Поэтому структура стали в этом состоянии будет содержать перлит и повышенное количество карбидов хрома и легированного цементита.

Пример 3. Сталь нержавеющая 08Х13 содержит более 0,08% углерода и 1214% хрома. Поскольку содержание углерода невелико, то расход хрома на образование карбидов будет незначительным. Поэтому практически весь хром израсходуется на легирование феррита. А поскольку хром при концентрации около 12% замыкает область аустенита, то сталь 08Х13 будет иметь ферритную структуру при всех температурах, вплоть до плавления.

Пример 4. Сталь шарикоподшипниковая 95Х18 содержит около 1% углерода и 1719% хрома. Ввиду большого содержания хрома меньшая часть его израсходуется на образование карбидов, а большаяна легирование феррита. Поэтому структура этой стали будет состоять из легированного феррита и большого количества карбидов хрома и железа, а точнееиз перлита и карбидов. Поскольку хром сдвигает точкиSи Е диаграммы влево, и поскольку содержание его велико, то в структуре литой стали появится ледебуритная эвтектика, т.е. это сталь ледебуритного класса.

Пример 5. Сталь 12Х18Н10Т содержит не более 0,12% углерода, 1719%, хрома, 911% никеля, 0,65% титана. Поскольку титан является более сильным карбидообразователем, чем хром, то в первую очередь будут образовываться карбиды титана, а хром и никель будут легировать феррит. При совместном легировании стали хрома и никеля, которые противоположно воздействуют на полиморфизм железа, влияние никеля проявляется сильнее, поэтому сталь будет иметь аустенитную структуру с небольшим количеством карбидов.

Пример 6. Сталь 110Г13Л (сталь Гатфильда) содержит 0,91,3% углерода и 11,514,5% марганца. Часть марганца израсходуется на легирование цементита, а большая частьна легирование феррита. Поскольку марганец является элементом, расширяющим область существования аустенита и его содержание достаточно велико, то равновесная структура стали будет состоять из аустенита и легированного марганцем цементита.

При определении структуры легированных сталей следует учитывать следующие закономерности:

1. В зависимости от содержания углерода и легирующих элементов, легированные стали по структуре в равновесном состоянии могут быть отнесены к одному из классов: перлитному, ферритному, аустенитному, ледебуритному (карбидному).

2. Прежде чем рассматривать влияние легирующего элемента на полиморфные превращения железа, необходимо определить отношение этого легирующего элемента к углероду. Элементы, расширяющие область аустенита, имеют решетку ГЦК, т.е. изоморфную решетке аустенита. И наоборот, элементы с решеткой ОЦК, изоморфные решетке феррита, расширяют область. Если же легирующий элемент является карбидообразующим, то при кристаллизации образуется сложная кристаллическая решетка, отличающаяся от ОЦК и ГЦК решетки, т.е. если легирующий элемент образует карбид, то его влияние на полиморфизм проявляться не будет.

3. Большинство легированных сталей относятся к перлитному классу, в основном это низколегированные стали с любым количеством углерода.

4. Стали аустенитного класса могут содержать любое количество углерода, но обязательно присутствие никеля (не менее 67%) или другого элемента группы никеля.

5. В сталях ферритного класса должен присутствовать хром в количестве не менее 12% при низком содержании углерода (до 0,1%). С увеличением количество углерода для образования ферритной структуры содержание хрома должно быть тоже увеличено.

При совместном легировании хромом и никелем, которые противоположно действуют на полиформизм железа, влияние никеля проявляется сильнее приблизительно в 2,5 раза.

6. Стали ледебуритного (или карбидного) класса это среднеили высоколегированные стали с содержанием углерода более 0,8%.

studfiles.net

Влияние химических элементов на свойства сталей повышенной прочности феррито-перлитного класса

Влиянию элементов на свойства феррита (или железа) посвящено много работ, причем большой вклад внесли отечественные исследователи. Не рассматривая подробно эти работы, можно сделать следующее заключение: все легирующие элементы, изменяя параметр решетки железа, повышают его прочностные свойства, незначительно изменяют характеристики пластичности (за исключением элементов, образующих растворы внедрения) и обычно понижают ударную вязкость (за исключением никеля).

Азот, растворенный в феррите, оказывает исключительно сильное отрицательное влияние на хладостойкость низколегированных сталей. Это связано с тем, что внедряясь в феррит, азот упрочняет сталь, т.е. сильно возрастает величина σ0 в выражении; хорошо известно, что сегрегации атомов азота (облака) блокируют движение дислокаций, увеличивая k; сегрегации азота располагаются по плоскости, снижая y, и способствуют разрушению сколом, реализующемуся в кристаллах с ОЦК-решеткой именно по плоскостям. Наконец, азот сегрегирует к границам зерен, также увеличивая к и снижая y. Поэтому одна из основных задач раскисления и легирования стали — ослабление отрицательного действия свободного азота и возможно полное удаление этого элемента из твердого раствора.

Марганец, кремний, хром, никель, медь являются наиболее распространенными элементами в низколегированных сталях. При содержании углерода до 0,2 % рассматриваемые элементы преимущественно находятся в твердом растворе (за исключением хрома, образующего частично карбид, и меди, которая при содержании равном или менее 0,7% вызывает дисперсионное твердение), обусловливая повышение прочностных характеристик. Из рассматриваемых элементов кремний и марганец наиболее сильно упрочняют сталь.

Присутствие марганца в количестве 1,1-1,5% в стали с 0,15% С сопровождается повышением предела текучести с 310 до 390 Н/мм2. Степень упрочнения от легирования кремнием практически такая же: 1 % Si повышает предел текучести на 79 Н/мм2. Раздельное легирование стали хромом, никелем и медью оказывает небольшое влияние на предел текучести: 2 % Ni повышают его с 280 до 340 Н/мм2, 1 % Cu — на 40 Н/мм2. Упрочняющее влияние хрома усиливается с повышением содержания углерода или при комплексном легировании. Явление дисперсионного твердения, связанное с изменением растворимости меди в феррите, вызывает повышение прочностных и снижение пластических и вязких свойств. Эффект дисперсионного твердения обычно возрастает с уменьшением содержания в стали углерода и несколько снижается в присутствии элементов, образующих растворы с медью (марганца, никеля, кремния). Легирование медьсодержащих сталей вторым элементом обязательно, так как медь в количестве равном или менее 0,3 % приводит к красноломкости; такое влияние меди нейтрализуется введением никеля в соотношении не более 1 : 2.

По-иному влияют легирующие элементы на ударную вязкость при минусовых температурах и на условные пороги хладноломкости. Имеющиеся в литературе несоответствия по этим характеристикам можно объяснить повышенной чувствительностью этих характеристик к многим факторам (условиям выплавки и способу раскисления стали, исходной структуре и прочности, методике испытания и др.).

Рассматриваемые легирующие элементы по-разному влияют на хладостойкость низколегированных сталей. Положительное влияние никеля на переходную температуру подтверждается следующими данными для стали с 0,09% С (числитель — без никеля, знаменатель 2,0% Ni): KCU (Дж/см2) при температуре +20° С составляет 171/163; при -45° С — 16/118 и при -74° С — 0,7/9,8. Положительная роль никеля обычно связывается с ослаблением под действием этого элемента блокировки дислокаций сегрегациями азота.

Большинство работ, проведенных в последние годы, показывают, что марганец до 1,5-2,0% (в зависимости от углерода) повышает сопротивление стали и железа хрупкому разрушению. Однако легирование стали большим количеством марганца сопровождается образованием промежуточных структур с соответствующим ухудшением хладостойкости стали.

Вредное влияние кремния на условные пороги хладноломкости начинает проявляться при содержании более 0,8% (особенно более 1,1 %). В меньших количествах кремний снижает ударную вязкость и мало влияет на порог хладноломкости.

Подробнее остановимся на физической природе воздействия марганца в низколегированных малоуглеродистых сталях.

Марганец эффективно упрочняет твердый раствор из-за значительных различий атомных диаметров. Также следует заметить, что легирование марганцем приводит к измельчению зерен феррита и участков перлита.

При пластическом деформировании марганец увеличивает склонность к образованию ячеистой структуры, что способствует увеличению вязкости разрушения и хладостойкости. Марганец снижает степень блокировки движения дислокаций сегрегациями азота и уменьшает склонность к охрупчиванию при деформационном старении, поскольку задерживает выделение нитридов, в целом этот элемент приводит к снижению k. Кроме того, марганец вызывает перераспределение карбидов от границ внутрь зерен, что ведет к увеличению y при разрушении.

Марганец повышает низкотемпературную пластичность железа и понижает температуру вязкохрупкого перехода, морфологию карбидной фазы, одновременно увеличивает максимальные значения ударной вязкости.

При разработке марок марганцовистых сталей следует обращать внимание на допустимое верхнее содержание этого элемента, поскольку при превышении определенного предела в структуре появляются продукты промежуточного распада, резко снижающие ударную вязкость проката. По мнению авторов, в низколегированных строительных сталях содержание марганца не должно превышать 1,6%. В последнее время в связи с дефицитностью этого элемента особое внимание уделяется разработке сталей повышенной прочности с содержанием марганца, не превышающим 1,0%.

Еще Э. Гудремон отмечал, что в марганцовистых строительных сталях, применяемых непосредственно после горячей прокатки или нормализации, наблюдается строчечная или полосчатая структура из-за известной склонности марганца к ликвации. Причинами образования полосчатой структуры Э. Гудремон считал наличие сегрегации марганца и фосфора, а также полосчатое распределение сульфидов марганца и оксидов. Массовые строительные стали являются марганцовистыми, поэтому полосчатость структуры в этих материалах воспринимается как данность. Вместе с тем она имеет определенное отрицательное влияние на вязкость стали: работа разрушения в вязком состоянии понижается на 20...30 Дж из-за стеснения развития пластических деформаций в феррите; снижаются механические свойства при нагружении поперек направления прокатки. Полосчатая структура может быть устранена гомогенизирующим диффузионным отжигом при 1200° С или легированием определенного типа, описанным ниже. К отрицательным свойствам марганца также можно отнести склонность к образованию дискообразных сульфидов марганца, в определенных условиях сильно снижающих энергоемкость разрушения проката.

Кремний как легирующий элемент в ряде случаев может оказывать и положительное влияние на ударную вязкость стали, в том числе и при низких температурах. Кремний затрудняет возникновение промежуточных структур в прокате. В низколегированных сталях с кремнием ослаблена феррито-перлитная полосчатость. Наконец, поскольку у этого элемента сродство к азоту и углероду ниже, чем у железа, при охлаждении стали он способствует формированию в аустените дисперсной нитридной фазы алюминия, вытесняя азот из твердого раствора, что способствует измельчению зерна в стали и очистке твердого раствора от азота. Эти свойства кремния обусловили создание новых низколегированных сталей, описанных ниже.

Молибден и бор. Раздельное легирование этими элементами мало сказывается на прочностных и вязких свойствах малоуглеродистой стали с 0,09% С, 0,42% Mn, 0,25% Si для нормализованных прутков.

Комплексное легирование молибденом (≥0,20 %) и бором (≥0,0016 %) сопровождается образованием бейнитной структуры. Горячекатаные стали с основой легирования 0,2 % Мо + 0,005 % В были созданы, но не нашли широкого применения из-за низкой вязкости.

По данным работы, молибден, как и хром, оказывает небольшое влияние на порог хладноломкости железа.

Ванадий, ниобий, титан. Влиянию микролегирования этими элементами на свойства строительных сталей посвящен ряд серьезных монографий. Здесь приведены некоторые данные авторов, иллюстрирующие суть вопроса. Растворение в феррите этих элементов вызывает интенсивное упрочнение последнего, однако это сопровождается резким падением его пластичности и вязкости. В то же время эти элементы, измельчая структуру благодаря дисперсионному твердению, обеспечивают получение у стали хорошего комплекса механических свойств.

Титан измельчает структуру (балл 10-11) и повышает механические свойства стали.

Карбидная или нитридная (карбонитридная) фаза рассматриваемых элементов при нагреве может остаться нерастворенной или перейти в аустенит. Растворение карбида ванадия завершается при 950° С, а нитрида — при 1100° С. Карбонитрид ниобия и карбид титана начинают переходить в аустенит при 900° С, а завершается этот процесс только при 1300° С. Нитрид титана практически не растворим в аустените при нагреве до 1350° С. С повышением температуры нагрева и переводом большего количества карбидной или нитридной фазы в твердый раствор происходит заметное увеличение прочности.

Измельчению структуры и дисперсионному твердению способствуют нитриды и карбонитриды рассматриваемых элементов, в первую очередь, нитриды ванадия. Указанные процессы оказывают противоположное влияние на хладостойкость низколегированных сталей: дисперсионное твердение ухудшает, а измельчение структуры улучшает это свойство, поэтому суммарный эффект будет зависеть от их соотношения.

В ниобийсодержащей стали нормализация с 950° С вызывает измельчение зерна, переходная температура составляет около —30° С. Нагрев до 1250° С приводит к росту и огрублению зерна, значительному дисперсионному твердению и повышению переходной температуры.

Установлено, что содержание ванадия и титана в строительных сталях следует ограничивать.

С увеличением количества нитридов алюминия в низколегированной стали измельчается зерно феррита, и это приводит к повышению предела текучести. Считается, что для получения хорошего сочетания прочностных и вязких свойств содержание нитрида алюминия должно быть 0,03-0,08 %, что обеспечивает получение зерна в пределах 0,007-0,01 мм.

Как было показано выше, размер зерна является наиболее важной характеристикой, улучшающей ударную вязкость и хладостойкость стали. Поэтому мелкозернистая сталь с нитридами алюминия обладает низким порогом хладноломкости.

www.uniexo.ru

Влияние легированных элементов на свойства стали.

Легирующие элементы не только улучшают механические свойства стали (главным образом в термически обработанном состоянии), но в значительной степени изменяют ее физические и химические свойства.

Влияние отдельных легирующих элементов на свойства стали сводится в основном к следующему:

Углерод – вызывает упрочнение, повышает твердость, но уменьшает пластичность.

Хром затрудняет рост зерна при нагреве, повышает механические свойства стали при статической и ударной нагрузке, повышает прокаливаемость и жаростойкость, режущие свойства и стойкость на истирание. При значительных количествах хрома (> 13%) сталь становится нержавеющей и жаростойкой.

Марганец >0,8% резко повышает прочность, и твердость стали, увеличивает прокаливаемость, уменьшает коробление при закалке, повышает режущие свойства стали, но вместе, с тем способствует росту зерна при нагреве, чем снижает стойкость стали к ударным нагрузкам.

Кремний до 0,4% значительно повышает упругие свойства стали, но несколько снижает ударную вязкость.

Никель повышает упругие свойства стали, не снижая вязкости, противодействует росту зерна, улучшает прокаливаемость и механические свойства стали. При значительных количествах никеля сталь становится немагнитной,

коррозионностойкой и жаропрочной.

Молибден противодействует росту зерна, повышает твердость и режущие свойства стали вследствие образования карбидов, уменьшает склонность стали к хрупкости при отпуске, повышает жаростойкость стали.

Бор – увеличивает прокаливаемость и жаропрочность стали, содержание в стали от 2 до 4% равнозначно действию 1% Ni 0,5% Cr и 0,3% Мо, измельчает зерно, повышает ударную вязкость, текучесть прокаливаемость, образует карбиды, с углеродом.

Кобальт повышает прочность стали при ударных нагрузках, улучшает жаропрочность и магнитные свойства стали.

Вольфрам, так же как и молибден, повышает твердость и режущие свойства стали, уменьшает рост зерен при нагреве, повышает жаростойкость.

Ванадий способствует раскислению стали, противодействует росту зерна, повышает твердость и режущие свойства стали.

Титан является раскислителем стали, способствуя также удалению из нее азота, благодаря чему сталь получается более плотной, однородной и жаропрочной.

Таким образом, легированная сталь удовлетворяет самым разнообразным требованиям машиностроительной промышленности и во многих случаях заменяет более дорогие цветные металлы и сплавы.

Влияние химических элементов на свойства стали

Углерод определяет прочность, вязкость и закаливаемость сталей. При содержании его в сталях до 0,22 % свариваемость стали хорошая. Увеличение количества углерода в стали снижает ее свариваемость.

Кремний увеличивает предел текучести и временное сопротивление, но снижает свариваемость и ударную вязкость стали при содержании до 0,3 % с увеличением количества кремния до 0,6 % повышаются упругие свойства стали.

Марганец при незначительной концентрации мало влияет на свариваемость, но способствует ее закаливаемости, а при содержании марганца в стали более 1,8 % сварка затрудняется — могут появиться трещины. Увеличивает предел текучести и временное сопротивление стали, незначительно снижая ее пластические свойства.

Хром в сталях может содержаться в значительных количествах от 0,3 до 35 %. Повышает твердость и прочность стали, снижает пластичность и вязкость. При сварке образует карбиды хрома, затрудняющие процесс сварки.

Никель увеличивает прочностные и пластические свойства стали. На свариваемость практически не влияет.

Молибден повышает прочностные характеристики стали, увеличивает твердость, делает ее теплоустойчивой, увеличивает несущую способность конструкций при ударных нагрузках и высоких температурах. Затрудняет сварку, так как активно окисляется и выгорает.

Ванадий повышает вязкость и пластичность стали. Улучшает ее структуру. Способствует закаливаемости. Снижает свариваемость.

Вольфрам увеличивает твердость и работоспособность стали при высоких температурах. Свариваемость ухудшает.

Титан, ниобий повышают коррозионные свойства стали. При сварке возможно образование горячих трещин.

Медь повышает прочность и коррозионные свойства стали. На свариваемость не влияет.

Сера придает стали красноломкость, т. е. большую хрупкость при высоких температурах. На свариваемость влияет отрицательно.

Фосфор придает стали хладноломкость. Так же, как и сера, является вредной примесью.

Азот — в свободном состоянии увеличивает хрупкость стали, особенно при низких температурах и способствует ее старению. В химически связанном состоянии с алюминием, ванадием, титаном или ниобием азот, образуя нитриды, становится легирующим элементом, улучшающим структуру и механические свойства стали.

Кислород, водород ухудшают структуру стали и способствуют увеличению ее хрупкости.