Глава 7. Легированные стали

7.1. Влияние легирующих элементов и примесей на дислокационную структуру и свойства стали

Легированными называют стали, в которые для получения требуемых свойств специально вводят легирующие элементы. При наличии элементов в количестве примерно 0,1% такое легирование называют микролегированием.

Легирующие элементы оказывают влияние на электронную и дислока­ционную структуру металла. Замещая атомы в решетке основы, они создают барьеры ближнего действия на пути движущихся дислокаций. От легирова­ния зависят характер и величина межатомного взаимодействия в сплаве, что влияет на подвижность дислокаций. Так, при легировании может увеличи­ваться плотность дислокаций, вызванная изменением энергии дефектов упа­ковки (см. § 1.5.3), меняется время релаксации вакансий и, как следствие, их избыточная концентрация. Значения констант диффузии и упругости, условия протекания фазовых превращений и в конечном итоге прочность твердого рас­твора, безусловно, связаны с легированием. Часто легирование сопровожда­ется повышением сопротив-

v МПа ления твердого раствора ■>>"«»£_

пластической деформации,
поскольку при его образова­
нии более вероятным являет­
ся множественное скольже­
ние дислокаций по несколь­
ким плоскостям вместо еди­
ничного. Так, легирование
железа марганцем способст­
вует образованию мартен- ₀ W 80 120 160 200 е,%
ситной структуры марганце- _{рнс ?д Вдияние содержания марганца на} „^
вого феррита, повышению _{ность и} пластичность закаленного и отпущенного
плотности дислокаций и, (при 200 °С) железа

как следствие, значительному возрастанию прочности твердого раствора (рис. 7.1). Но есть и исключения: например, легирование железа хромом в определенных пределах уменьшает прочность твердого раствора. При встре­че перемещающихся дислокаций с примесными атомами поля упругих на­пряжений вокруг них взаимодействуют между собой, что приводит к пере­распределению примесей. Энергия взаимодействия примеси с дислокацией составляет 1—0,01 эВ. Примесные атомы замещения с меньшим, чем у ос­новы, атомным радиусом замещают атомы основы в сжатой области поля дислокации; в противоположном случае — в растянутой области. Примеси внедрения заполняют растянутые участки вокруг дислокаций. Концентриру­ясь у ядра дислокаций, примесные атомы внедрения образуют облака Кот-трелла. Эффект упрочнения при легировании железа элементами внедрения (азот, углерод) значительно сильнее, чем элементами замещения (например, никель, марганец). Так, добавление в железо каждой очередной сотой доли процента углерода или азота (0,01%) повышает предел текучести сплава на 40—50 МПа, в то время как введение аналогичного количества никеля — всего на 0,3 МПа, т. е. эффект упрочнения в последнем случае на два поряд­ка меньше.

Легирующие элементы по-разному влияют на энергию взаимодействия примесей внедрения с дислокациями. Так, введение в решетку а-железа 3% никеля приводит к снижению энергии связи углерода с дислокациями с 0,5 до 0,2 эВ; легирование же железа кремнием вызывает противоположный эф­фект. Неравномерное распределение ионов вокруг дислокации проявляется также и в неравномерном распределении электронов: уплотненные участки решетки вокруг дислокации приобретают положительный заряд вследствие недостатка электронов; в то же время области растяжения в связи с избыт­ком электронов заряжаются отрицательно. Между положительным зарядом примесного иона и отрицательно заряженной областью дислокации возни­кают кулоновские силы притяжения, приводящие к перераспределению при­месей. Энергия электрического (кулоновского) взаимодействия в металлах невелика (для двухвалентных примесей она составляет ~0,02 эВ). Электриче­ское взаимодействие значительно слабее упругого, но вклад первого может стать существенным в случае отсутствия в твердом растворе упругого взаи­модействия (т. е. при равенстве радиусов основного и примесного атомов), а также при их большой разнице в валентностях.

В металлах с ГЦК решеткой имеет место химическое взаимодействие дислокаций с примесями с образованием атмосфер Сузуки. Это взаимодей­ствие обусловлено тем, что при возникновении дефектов упаковки с гексаго­нальной решеткой растворимость в них примесного атома может быть больше, а энергия меньше, чем в бездефектной зоне (в объеме основного металла). Легирующие элементы в сталях обычно снижают энергию дефекта упаковки и тем самым увеличивают его ширину. В свою очередь, чем

Рис. 7.2. Влияние пластичес­кой деформации на твердость никелевого (36% №) и марган­цевого (38% Мп) аустенита

больше ширина дефекта упаковки, тем труд­нее реализуется процесс преодоления винто­выми дислокациями барьеров посредством их поперечного скольжения. Этот процесс мо­жет реализоваться при деформационном уп­рочнении. Энергия дефектов упаковки суще­ственно влияет на механические свойства легированного аустенита в широком диапазо­не температур. Одними из основных аустени-тообразующих элементов в стали являются никель и марганец. Исследования показали, что марганцевый аустенит (стабильный) зна­чительно сильнее подвержен деформацион­ному упрочнению (в -1,7 раза при степени деформации 50%), чем никелевый (рис. 7.2).

Однако марганцевый аустенит характеризуется хладноломкостью (KCU «0,3 МДж/м²) при низких температурах (ниже -100 °С), в то время как никелевый аустенит вплоть до -196 °С сохраняет достаточно высокую ударную вязкость (KCU * 3 МДж/м²). Такое различие свойств никелевого и марганцевого ау-стенитов обусловлено существенно меньшими значениями энергии дефектов упаковки в марганцевом аустените (ориентировочно 0,075—0,06 Дж/м² в интервале от 0 до -196 °С) по сравнению с никелевым (-0,15 Дж/м²). Таким образом, можно регулировать способность аустенита к упрочнению при пла­стической деформации, изменяя энергию дефектов упаковки в нем посредст­вом рационального легирования никелем и марганцем аустенитных сталей и сплавов. В сплавах с ЩК решеткой (в том числе и в аустенитных сталях) энергия дефектов упаковки оказывает более существенное влияние на уп­рочнение, чем рассмотренные раньше виды взаимодействия дислокаций с легирующими элементами. Так, легирующие элементы в стали, снижающие энергию дефекта упаковки, повышают температуру начала рекристаллизации и сужают интервал кристаллизации. Скорость установившейся ползучести ГЦК металлов уменьшается с уменьшением энергии дефектов упаковки. Де­фекты упаковки являются центрами выделения когерентных фаз (карбидов, интерметаллидов и др.) в аустенитных сталях и сплавах с ГЦК решеткой. Так, в закаленных аустенитных сталях с 1% ниобия (12Х18Н10Б) или с 1% титана (12Х18Н10Т) при высокотемпературной (-700 °С) выдержке на де­фектах упаковки выделяются когерентно связанные с матрицей кубические карбиды NbC и TiC. Мелкодисперсные карбидные частицы (размером до 10 нм) препятствуют движению дислокаций, а также способствуют их размноже­нию, что в конечном итоге приводит к повышению прочности стали (рис. 7.3). В то же время коагуляция кубических карбидов (TiC, NbC), выделяющихся на дефектах упаковки, протекает более медленно, чем карбидов (в том числе и

g0i 2, МПа 350

Сг2зС6), выделяющихся на нерасщепленных дис­локациях или в матрич­ном твердом растворе. Размеры частиц кубиче­ских карбидов после 1000-часовой выдержки при 700 °С не превыша­ют 10 нм.

			/
			/ / у 1 /	А
			(/

0,1

10 100 Время старения, ч

Рис. 7.3. Влияние продолжительности старения ау-стенитных сталей 12Х18Н10Т (7) и 12Х18Н10Б (2) при 700 °С на величину их предела текучести

Механические свойства сталей зависят от разме­ра зерна. Границы зерен могут являться барьера­ми для дислокаций, ис­точниками вакансий и дислокаций, а также стоками вакансий. Как показали исследования железа и малоуглеродистой стали, прочность феррита существенно зависит от диа­метра зерна (</,).

Так, предел текучести феррита (в отожженной стали) может возрастать при уменьшении размера зерна в три раза. Зернограничное упрочнение наи­более эффективно при существенном измельчении зерна (</₃ ^я 1 мкм).

В общем случае под d₃ можно понимать размер зерна или субзерна, т. е. то расстояние, которое может пройти дислокация без сопротивления. Грани­ца зерна способна останавливать развитие трещины, поэтому размер зерна, с

учетом зависимости Гриффита, должен влиять на хрупкую прочность Sep мате­риала:

-№

где G — модуль сдвига; у — свободная поверхностная энергия.

100 200 300 400 Размер зерна, мкм Рис. 7.4. Взаимосвязь хрупкой прочности феррита с размером его зерна

Согласно этой формуле, хрупкая проч­ность возрастает с уменьшением размера зерна. Этот вывод имеет экспериментальное подтверждение (рис. 7.4), полученное при изучении влияния величины зерна ферри­та на сопротивление хрупкому разруше­нию (сопротивление отрыву Smp).

Легированные стали характеризуют­ся лучшим комплексом физико-химичес-

Легирующий элемент, % Mn, Ni Si, Al, W, Sn, Mo, Ti a 6 Рис.7.5. Диаграмма состояния железо—леги­рующийэлемент: a — для сплавов, расширяющих область существова­ния у-фазы; б — для сплавов, расширяющих область существования а-фазы

ких (в том числе и механиче­ских) свойств по сравнению с углеродистыми: они отлича­ются повышенной жаростой­костью, сопротивлением кор­розии, значительной ударной вязкостью, высокими значе­ниями предела текучести и относительного сужения, боль­шим электросопротивлением и др. Оптимальные механиче­ские свойства обеспечиваются формированием в результате термической обработки дис­персных структур и более мел­кого зерна. Легированные стали могут закаливаться в масле или на воздухе (ибо обладают лучшей прокаливаемостью, чем углеродистые), что способствует уменьшению деформации изделий и вероятности образования трещин.

По влиянию на температурный и концентрационный интервалы (область) существования у-модификации легирующие элементы в стали под­разделяются на две группы: 1) элементы, расширяющие область существова­ния у-фазы (рис. 7.5, а), например никель, марганец (у-стабилизаторы); 2) элементы, замыкающие область существования указанной фазы, например молибден, титан (ос-стабилизаторы) (рис. 7.5, б). В основном влияние лигирующих элементов на область существования у-фазы можно объяснить их изоморфностью (однотипностью кристаллической решетки) одной из указанных фаз железа. Так, никель изоморфен у-фазе (решетка ГЦК), а

молибден — ос-фазе с ОЦК решеткой. Однако встречаются и исключения, например аллюминий замыкает у-фазу, хотя и изоморфен ей.

Влияние легирующих элементов на кинетику распада переохлаж­денного аустенита проявляется в двух направлениях:

а) повышение устойчивости остаточного аустенита, замедление его рас­
пада (т. е. смещение С-образных кривых вправо); исключение составляет
кобальт, ускоряющий превращение. Такое «количественное» влияние на ки­
нетику распада переохлажденного аустенита присуще элементам, не обра­
зующим специальных карбидов в стали (Ni, Mn, Si), а лишь легирующим
феррит или цементит (рис. 7.6);

б) «качественное» изменение диаграммы изотермического превращения
аустенита, проявляющееся в возникновении на ней двух максимумов скоро­
сти распада переохлажденного аустенита, разделенных областью его повы­
шенной устойчивости (рис. 7.7). Такое воздействие на кинетику распада ау-

Рис. 7.6. Диаграммы изотермического распада аустенита для сталей перлитного (а), мартенсигного (б) и аустенитного (в) классов

стенита, наряду с повышением его устойчивости, оказывают карбидообра-зующие элементы — хром, молибден, вольфрам и др. Замедление распада аустенита в легированных сталях обусловлено тем, что перлитное превраще­ние в них контролируется не только диффузией углерода (как в углероди­стых сталях), а и легирующих элементов с образованием легированного це­ментита или специальных карбидов. Диффузионная же подвижность леги­рующих элементов существенно меньше, чем углерода.

Количество остаточного аустенита тесно связано с влиянием легирующих

элементов на положение температурного интервала (начала М_п и конца AQ мар-тенситного превращения: большинство легирующих элементов снижает темпе­ратуру начала мартенситного превраще­ния М_н и, следовательно, увеличивает количество остаточного аустенита. Ис­ключением являются алюминий и ко­бальт, повышающие Л/„, а также крем­ний, не влияющий на положение мар-тенситной точки.

Рис. 7.7. Типы диаграмм изотермиче­ского распада аустенита: / — углеродистая сталь; 2 — сталь, леги­рованная некарбидообразующими элемен­тами; 3 — сталь, легированная карбидо-образующими элементами

В конструкционных сталях основ­ными легирующими элементами явля­ются хром, никель, кремний и марганец. Никель увеличивает пластичность и вязкость стали, снижает температуру порога хладноломкости и уменьшает чувствительность стали к концентрато­рам напряжений; перечисленные фак-

торы способствуют повышению сопротивления стали хрупкому разрушению. В качестве примера можно отметить, что введение в сталь 1% никеля приво­дит к снижению порога хладноломкости на 60—80 °С, а легирование стали 3—4% никеля обеспечивает ей глубокую прокаливаемость.

Хром повышает жаростойкость и коррозионную стойкость стали, увеличивает ее электрическое сопротивление и уменьшает коэффициент линейного расширения. Легирование стали хромом приводит к уменьше­нию склонности аустенитного зерна к росту при нагреве, существенному увеличению ее прокаливаемости, а также к замедлению процесса распада мартенсита.

Кремний широко используется при выплавке стали как раскислитель. Легирование кремнием углеродистых и хромистых сталей увеличивает их жаростойкость. Например, сталь с 5% Сг и 1% Si в среде печных газов рав­нозначна по жаростойкости стали с 12% Сг. Уменьшая подвижность углеро­да в феррите, кремний тем самым затрудняет формирование и рост цемен-титных частиц, что проявляется в повышении устойчивости структуры стали при отпуске. Содержание кремния в стали ограничивают, поскольку он по­вышает склонность стали к тепловой хрупкости.

Марганец, подобно никелю, снижает критическую скорость охлаж­дения, но в отличие от последнего уменьшает и вязкость феррита. Мар­ганец используется для частичной замены никеля с целью получения нужного сочетания механических свойств стали, а также с учетом мень­шей стоимости марганца.

Вольфрам, молибден, ванадий, титан, бор и другие вводят в сталь со­вместно с хромом, никелем и марганцем для дополнительного улучшения ее свойств.

Молибден и вольфрам повышают прокаливаемость стали (особенно в присутствии никеля), способствуют измельчению зерна и подавлению отпускной хрупкости. Легирование стали молибденом приводит к значи­тельному улучшению ее механических свойств после цементации и нит-роцементации.

При введении в сталь ванадия, титана, ниобия и циркония образуются труднорастворимые в аустените карбиды. Эффективность воздействия этих элементов (измельчение зерна, снижение порога хладноломкости, уменьше­ние чувствительности стали к концентраторам напряжений) проявляется лишь при их малом содержании в стали (до 0,15%); при большем количестве они вызывают снижение прокаливаемости и сопротивления стали хрупкому разрушению, что обусловлено выделением по границам зерен значительного количества карбидов типа МеС (VC, TiC и др.).

Положительное влияние бора на повышение прокаливаемости и проч­ности стали проявляется лишь при микролегировании им (0,001—0,005%), когда атомы бора располагаются в приграничных слоях зерна аустенита, за-

полняют вакансии, делая структуру границ более совершенной, и таким об­разом уменьшают скорость зарождения центров кристаллизации перлита. При повышенном содержании бора он выделяется по границам зерен в виде боридов, сильно охрупчивая сталь.

Анализируя влияние легирующих элементов на структуру, прокаливае-мость и свойства стали, следует учитывать, что их содержание должно быть оптимальным для обеспечения предъявляемых к конкретной стали требова­ний по свойствам.

7.2. Классификация легированных сталей

В основу классификации легированных сталей заложены четыре при­знака: равновесная структура (после отжига), структура после охлаждения на воздухе (после нормализации), состав и назначение сталей.

По типу равновесной структуры стали подразделяются на доэвтекто-идные, эвтектоидные, заэвтектоидные и ледебуритные. Эвтектоидные стали имеют перлитную структуру, а доэвтектоидные и заэвтектоидные наряду с перлитом содержат соответственно избыточный феррит или вторичные кар­биды типа М₃С. В структуре литых ледебуритных (карбидных) сталей при­сутствует эвтектика (ледебурит), образованная первичными карбидами вкупе с аустенитом; поэтому по структуре они могут быть отнесены к белым чугу-нам, но их причисляют к сталям с учетом меньшего, чем у чугунов, содержа­ния углерода (< 2%) и возможности подвергать пластической деформации. Влияние легирующих элементов на положение точек S и Е диаграммы Fe—С (см. рис. 4.1) проявляется чаще всего в их смещении в направлении меньше­го содержания углерода. В сталях с высоким содержанием элементов, су­жающих у-область, при определенной концентрации исчезает у*"*°л превращение (рис. 7.5, б). Такие стали относят к ферритному классу. При высокой концентрации в стали элементов, расширяющих у-область, проис­ходит стабилизация аустенита с сохранением его при охлаждении до ком­натной температуры. Эти стали причисляют к аустенитному классу. Таким образом, с учетом фазового равновесия легированные стали относят к пер­литному, карбидному, ферритному или аустенитному классам.

Классификация по структуре после нормализации предполагает раз­деление сталей на три основных класса: перлитный, мартенситный и ау-стенитный (см. рис. 7.6). Такое подразделение обусловлено тем, что с уве­личением содержания легирующих элементов в стали возрастает устойчи­вость аустенита в перлитной области (это проявляется в смещении вправо С-образных кривых); одновременно снижается температурная область мар-тенситного превращения. Все это приводит к изменению получаемых при

нормализации структур от перлита (сорбита, тростита и бейнита) в относи­тельно малолегированных сталях до мартенсита (в легированных) и аусте-нита (в высоколегированных).

Классификация по химическому составу предполагает разделение ле­гированных сталей (в зависимости от вводимых элементов) на хромистые, марганцовистые, хромоникелевые, хромоникельмолибденовые и т. п. Соглас­но той же классификации стали подразделяют по общему количеству леги­рующих элементов в них на низколегированные (до 2,5% легирующих эле­ментов), легированные (от 2,5 до 10%) и высоколегированные (более 10%). Разновидностью классификации по химическому составу является классифи­кация по качеству. Качество стали — это комплекс свойств, обеспечиваемых металлургическим процессом, таких, как однородность химического состава, строения и свойств стали, ее технологичность. Эти свойства зависят от содержа­ния газов (кислород, азот, водород) и вредных примесей — серы и фосфора.

По качеству легированные стали подразделяют на качественные (до 0,04% S и до 0,035% Р), высококачественные (до 0,025% S и до 0,025% Р) и особовысококачественные (до 0,015% S и до 0,025% Р).

По назначению стали подразделяют на конструкционные (например, цементуемые, улучшаемые), инструментальные и с особыми свойствами. К последним относят «автоматные», пружинные, шарикоподшипниковые, из­носостойкие, коррозионностойкие, теплоустойчивые, жаропрочные, элек­тротехнические и другие стали.