Вплив легуючих елементів на структуру й властивості сталі

Структура й фізико-механічні властивості високоміцної сталі визначаю-ться системою легування й режимами термічної обробки.

Б

Рисунок 4- Вплив вуглецю (а) і легуючих елементів (б) на твердість мартенситу й бейніта. Сталь містить: 1–2,0% Мо–В; 2 – 0,5% Мо – В; 3 – 1% Сг– 0,5% Мо–В.

Вуглець впливає на мартенситну й бейнітну структури (рис. 4). Спосте-рігається лінійна залежність між твердістю мартенсита і вмістом вуглецю у тве-рдому розчині. У бейнітної структурі цей ефект проявляється значно слабкіше, збільшення вмісту вуглецю приводить до зниження температури перетворення, деякому здрібнюванню зерна й збільшенню кількості дисперсних карбідів.

Підвищення вмісту вуглецю в сталі небажано, тому що це сприяє знижен-ню температури мартенситного перетворення (М_Н), а також знижує пластич-ність і в'язкість сталі. Крім того, при підвищеному вмісту вуглецю різко погір-шується зварюваність і збільшується інтенсивність розміцнення при відпуску.

Вплив легуючих елементів на твердість мартенситу порівняно невеликий (рис.4,б). Спостерігається невелике підвищення твердості за рахунок зміцнення твердого розчину. Твердість бейніта змінюється значно. Це зв'язано як з під-вищенням концентрації твердого розчину, так і зі зниженням температури пе-ретворення, що сприяє утворенню більш дрібного зерна й підвищенню дис-персності карбідів. Вплив концентрації елементів на твердість стали нелінійно. Введення 1 % Мп викликає підвищення твер-до-сти по Виккерсу на 96 ед.; 1% Nі -на 23 ед.; 1% Сr- на 136 ед.; 1% Мо- на 64 ед.; 1% W -на 60 ед.; 1% V -на 90 ед.; 0,1% С підвищує твердість на 43 HV.

Надмірне легування не викликає помітного зміцнення сталі з мартенсит-ною структурою, однак сприяє небажаному зниженню температури М_н і збіль-шує схильність до утворення гартівних тріщин. З іншого боку, вміст легуючих елементів збільшує опір відпуску й тим самим зменшує розміцнення сталі при відпуску й зварювальному нагріванні.

Вплив різних легуючих добавок на температуру початку мартенситного перетворення й опір відпуску можна проілюструвати даними, наведеними в табл.1.

Таблиця 1–Вплив легуючих елементів на опір відпуску і температуру початку мартенситного перетворення М_н

Легуючий елемент	Зниження температу­ри Мн (в°С на 1% елемента)	Опір відтпуску (змінення твердости на 1% елемента, HV )
Хром
Кобальт	Незначне підвищення
Марганець
Нікель
Вольфрам
Молібден
Кремній
Ванадій	—
Вуглець

При вибору легуючих елементів перевагу елементів оказувати тим, які максимально сповільнюють процеси відпуска й мінімально знижують темпе-ратуру М_н.

Для характеристики легуючих елементів можна використовувати відно-шенния

К = опір відпуску / зниження температури М_н

Чим більше це відношення, тим благоприятнее дія легуючого елемента.

Ці відносини становлять для хрому – 0; марганцю -0,24; нікелю - 0,5; молібдену - 0,8; вольфраму-0,9; кремнію - 1,8; кобальту більше 8.

Вихідну мартенситну структуру одержували після загартування у воду, бейнітну після нормалізації. Зміна твердості сталі після відпуска досліджував-ли залежно від час -температурного параметра

Т(20 + logt) 10 ^-3,

де Т - температура нагрівання, ° К, t - тривалість витримки при даній температурі,год.

Параметр дає можливість аналізувати залежність твердості сталі від тем-ператури й тривалості витримки відпуска в широких межах. Наприклад, пара-метр дорівнює 8, він еквівалентний відпуску протягом 1 год при 625°С або 100 год при 540°С. Дослідження проводили на сталі з основою 0,10-0,18%С;

0,10-0,3% Sі; 0,6-0,8% Мn, 0,5% Мо. У неї вводили необхідну кількість легую-чих добавок.

У високоміцні низьковуглецеві сталі, як правило, уводять незначну кіль-кість бору (0,001...0,005%) і його процентний вміст в сталі не приводиться. Бор сприяє підвищенню прогартованості сталі й утворенню бейнітної структури. Численні дослідження показали, що в низьковуглецевих багатокомпонентних сталях Мn - Сг - Nі - Mo – V; Cr - Mn - Mo – V; Cr- Sі - Mn - Mo - V і інших бор не знижує пластичності й в'язкості мартенситу й бейніту.

Легування 0,5% Мо приводить до вторинного твердіння мартенситної й бейнітної сталі внаслідок утворення карбідів Мо₂С. Утворення карбідів моліб-дену супроводжується коалесценцією часток Fe₃C і заміною їх (Fe₃C) карбідами М₂₃С₆ по границях аустенітних зерен.

Зі збільшенням вмісту молібдену до 3% підйом кривих твердості, обумов-лений вторинним твердінням, збільшується. Максимальна твердість відповідає появу дрібних голок Мо₂С, а спад - їхньому укрупненню, що приводить до ут-ворення типової відманштеттової структури з голок Мо₂С.

Вольфрам, як легуючий елемент, діє аналогічно молібдену. Заміна 0,5% молібдену 1% вольфраму в основному складі не змінює властивостей бейнітної сталі. При вмісту вольфраму до 3% розміцнення істотно затримується, причому вторинне твердіння відбувається при тих же параметрах відпуска, що й у молі-бденовміщуючих сталей. Сталь із 3% W по мікроструктурі не відрізняється від молібденової; вторинне твердіння в ній происходит за рахунок утворення дріб-нодисперсних часток W₂C. Однак на величину Fe₃C вторинної твердості вольф-рам оказує значно менший вплив, чим молібден.

Добавка 0,1% V приводить до помітного вторинного твердіння. Цей еф- фект помітно збільшується з підвищенням вмісту ванадію. Однак час- темпера - турний параметр відпуска, що відповідає максимуму вторинного твердіння, знижується. При цьому різниця його значень для нормалізованного й загарто-ваного стану більше, ніж при легуванні молібденом. Невеликі добавки ванадію підвищують інтенсивність вторинного твердіння; при введенні його понад 0,5% інтенсивність твердіння зменшується.

Вторинна твердість пов'язана з утворенням дрібнодисперсних виділень V₄C₃ у момент розчинення часток Fe₃C. При низькому вмісту ванадію частки V₄C₃ мають сферичну форму, а при високому - пластинчасту. При наступній відпусці пластинчасті частки V₄C₃ ростуть і здобувають округлу форму.

При вмісту в сталі 0,1%V на границях зерен утворюються великі частки М₂₃С₆, останні не спостерігаються при вмісту ванадію понад 0,29%. Очевидно, це пояснюється присутністю в сталі 0,5%Мо. Відомо, що при невеликих концентраціях ванадію в сталі карбід ванадію містить до 40 ат.%молібдена.

Максимальне вторинне твердіння визначається при 0,4%V або при спів-відношенні V:С = 3:1. Імовірно, це критичне значення зв'язане зі ступеню не-відповідності ґрат карбіду ванадію V₄C₃ і ферита. Зі збільшенням вмісту вана-дію ступінь невідповідності ґрат карбіду V₄C₃ і -Fe збільшується. При цьому когерентні напруження, а отже, і вторинна твердість підвищуються доти, поки не порушиться когерентність. З порушенням когерентності ґрат вторинна твер-дість знижується.

Титан у невеликій кількості вводять у сталь для зв'язування вуглецю. Його додають перед введенням бора. Титан, зв'язуючи вуглець і таким чином зменшуючи його вміст у мартенситі, знижує твердість сталі в загартованному стані. Незначний вплив титану на бейнітну структуру пояснюється тим, що твердість бейніта обумовлена головним чином розміром зерен. Ефект вторинного твердіння залежить від наявності титану й найбільше проявляється при вмісту його в межах 0,1...0,3%.

Параметри відпуска, що дають максимальне вторинне твердіння, близькі до аналогічних параметрів сталі, що містить ванадій. Найбільший ефект спос-терігається при вмісту титану 0,21...0,24%.

Наявність хрому помітно позначається на твердості невідпущеній мартен- ситної й бейнітної структури. Вторинне твердіння спостерігається тільки в сталі з 0,5% Сг. Збільшення вмісту хрому понад 1% затримує процес розміцнення при відпусці. Твердість при низьких параметрах відпуска зростає зі збільшенням вмісту хрому. Однак при збільшенні тривалості й підвищенні температури відпуска збільшення вмісту хрому приводить до інтенсивного розміцнення. При тривалих витримках і високих температурах відпуска хром сприяє підвищенню твердості внаслідок зміцнення твердого розчину.

Із введенням 0,5% хрому помітно підвищується твердість сталі, що міс-тить 0,5% молібдену, що очевидно, відбувається в результаті розчинення хрома в Мо₂С. При вмісту хрому більше 1,0% карбід молібдену не утворюється. З'яв-ляються невеликі самостійно зарождающиеся пластинки Сг₇Сз у матриці й від-буваються "місцеві" перетворення Fe₃C у Сг₇ Сз. При тривалому відпуску част-ки Сг₇Сз виростають у невеликі пластинки, які потім переростають у великі частки.

Основною особливістю хромистої сталі є розміцнення при низьких пара-метрах відпуска. Це означає, що хром, як карбідоутворюючий елемент, замінює молібден або вольфрам, але міцність хромистої сталі при відпуска різко знижу-ється.

Марганець використовують при виготовленні високоміцних бейнітних сталей. Збільшення вмісту марганцю сприяє підвищенню твердості нормалі-зованої сталі, а на гартуєму сталь впливає незначно.Вторинного твердіння, що затримує розміцнення при відпусці, не наблюдається ні в мартенситної, ні в бейнітної марганцевої сталі.

Добавка нікелю сприяє підвищенню твердості сталі після нормалізації й загартування. Твердість зберігається при порівняно низьких параметрах відпус-ка, тому що в нікелевих сталях вторинне твердіння не відбувається. Нікелеві мартенситні сталі розміцнюються при більш низьких температурах, чим бейнітні.

Введення марганцю й нікелю приводить до прискорення процесу розміц-нення при відпусці.

Основною особливістю високоміцних мартенситних і бейнітних сталей є низький вміст вуглецю, що забезпечує належну зварюваність і в'язкість сталі. Збільшення вмісту вуглецю не оказує впливу на процеси, що протікають при відпусці, форма кривих відпуска й параметри вторинного твердіння не зміню-ються. У нестаріючій сталі підвищення вмісту вуглецю прискорює розміцнен-ня.

Склад мартенситних сталей необхідно вибирати таким чином, щоб забез-печувалась необхідне загартування. Міцність бейнітної сталі надає сполучення марганцю, хрому й нікелю, необхідна стійкість властивостей при відпусці дося-гається введенням відповідних кількостей молібдену, вольфрама й ванадію.

Легування хромом виконують для підвищення прогартованості сталі. Йо-го вміст може бути обмежений 1%. Із групи Мо - W - V предпочтение не обхід-но віддати молібдену, тому що він дешевше вольфраму, і температури аустеніт-зації молібденових сталей нижче, ніж ванадієвих.

Ефективні добавки Sі й Со. Вони підвищують опірність сталі відпуску.

Комплексне легування дозволяє одержувати сталі з підвищеної міцністю, в'язкістю й пластичністю. Легуючі елементи, що вводяться в сталь у певному оптимальному сполученні, оказують значно більший вплив на властивості ста-лі, чим кожний окремо. Комплекснолеговані сталі, як правило, найбільш еко-номічні й стабільні по своїх властивостях.

Основними легуючими елементами є Mn; Sі; Cr; Mo; Nі. Легування ба-гатокомпонентне, однак вміст кожного легуючого елемента невеликий, як пра-вило, не перевищує 2%. Це пов'язане з тим, що практично всі легуючі елементи підвищуючи міцність, знижують пластичні властивості сталі.

Вплив вмісту легуючих елементів на відносну міцність і пластичність показана на рис. 6.11 і 6.12.

Рис. 6.11. Вплив легуючих Рис. 6.12. Вплив легуючих

елементів на міцність сталі елементів на пластичність сталі

На вертикальній осі позначені відповідно відносини міцності або ударної в'язкості сталі, легованої даним елементом, до цього показника для сталі, не легованої даним елементом. Із графіків витікає, що при вмісту більше 1...3 % практично всі елементи, за винятком Nі, знижують ударну в'язкість сталі.

Основна складність при зварюванні середнєлегованих сталей – поперед-ження утворення холодних тріщин. Як відомо, холодні тріщини утворюються у шві або околошовной зоні при наявності гартівних структур, негативнй вплив яких зростає при підвищеному вмісту водню й несприятливих полів внутрішніх напружень

Для кожної сталі існує своя швидкість охолодження, перевищення якої приводить до утворення холодних тріщин. Вона називається першою кри- тичною швидкістю охолодження - W_кр1.

Найбільш радикальним прийомом зниження швидкості охолодження є попередній підігрів крайок, що зварюються. Температура попереднього підіг-ріву може бути визначена через еквівалент вуглецю. Еквівалент вуглецю - це коефіцієнт, що приводить вплив легуючих елементів на термічний цикл зварю-вання до впливу вуглецю. Він визначається по емпіричних формулах, які нез-начно відрізняються друг від друга в різних літературних джерелах.

Найбільш часто застосовувані:

С_екв = С_х + С_р

де С_х – хімічний еквівалент вуглецю;

С_р – розмірний коефіцієнт вуглецю.

С_р=0,005 С_х,

де - товщина зварювального металу.

Температура попереднього підігріву может бути визначена за формулою

У деяких випадках розмірний коефіцієнт не враховують, і цей ек- вівалент вуглецю визначають за формулою

При цьому температура попереднього підігріву визначається по графіку, наведеному на рис. 6.13.

Попередній підігрів повинен забезпечити зниження швидкості охолод-ження до значення W_кpl. Однак надмірний підігрів приводить до дуже помір-ному охолодженню шва й околошовної зони, що також несприятливо позна-чається на процесі зварювання, тому що приводить до інтенсивного зростання зерна.

Рисунок 6.13 – Залежність температури попереднього підігріву від еквівалента вуглецю в сталі

Це у свою чергу знижує пластичні властивості металу в зоні зварного з’єднання і його здатність пручатися дії розтягуючи напружень. На рис. 6.14 наведені різні термічні цикли зварювання.

Рисунок 6.14 -Різні термічні цикли зварювання:

1 - велика швидкість охолодження; 2 - мала швидкість охолодження;

3 - зварювання із супутнім підігрівом після остигання шва нижче тем-ператури росту зерна

При малих швидкостях охолодження (крива 2) час t_р.з перебування сталі при температурі вище температури росту зерна збільшується, і зерно успева- ет виросту до великих розмірів. Тому для кожної сталі існує друга критична швид-кість охолодження W_кp2, повільніше якої вести охолодження не рекомендуєть-ся. У табл.6.18 наведені значення W_кр.1 і W_кp2 для деяких сталей. Чим більше між ними різниця, тим легше підібрати термічний цикл зварювання.

Таблиця 6.18. Значення першої і другої критичної швидкісті охолодження для деяких сталей