2802.Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов
..pdfРис. 3.48. Изменение критической температуры хрупкости Têap (а); номера зерна N3 (б) и количества структурных составляющих в сталях с различным содержанием молибдена (в)
аб
Рис. 3.49. Микроструктура стали без Mo (а) и с 1,3 % Мо (б)
3.7.11. Влияние фосфора
Химический состав исследованных сталей показан в табл. 3.18. Понижение трещиностойкости с увеличением содержания фосфора показано на рис. 3.50, а соответствующее повышение критических температур представлено на рис. 3.51.
251
Таблица 3.18
Химический состав и критические температуры стали с различным содержанием фосфора
Условное |
|
Химический состав, мас. % |
|
Критические |
||||
обозначение |
|
|
|
|
|
|
температуры, оС |
|
|
P |
C |
Si |
Mn |
|
S |
Tê12àð |
Òê20àð |
П1 |
0,014 |
0,21 |
0,19 |
1,40 |
|
0,026 |
–60 |
–35 |
П2 |
0,031 |
0,21 |
0,19 |
1,40 |
|
0,036 |
–45 |
–25 |
П3 |
0,062 |
0,21 |
0,20 |
1,40 |
|
0,035 |
–15 |
–20 |
П4 |
0,100 |
0,21 |
0,21 |
1,40 |
|
0,034 |
–20 |
0 |
Рис. 3.50. Зависимость работы развития трещины ap от температуры испытания для сталей с различным содержанием фосфора
Рис. 3.51. Изменение критической температуры хрупкости Têap
всталях с различным содержанием фосфора
3.7.12.Заключительные соображения
Легирование низкоуглеродистых сталей, как известно, вызывает упрочнение [167] ферритной составляющей структуры (рис. 3.52), что, со своей стороны, приводит к ухудшению пластических свойств
252
и соответственно к снижению трещиностойкости. Исключением в этом отношении являются никель и марганец, которые благодаря усилению металлических связей в решетке железа в первом случае и увеличению подвижности дислокаций из-за снижения концентрации атомов азота в атмосферах Коттрелла во втором случае повышают пластичность, а вместе с этим и вязкость феррита.
Рис. 3.52. Упрочнение феррита в зависимости от растворенных в нем легирующих элементов
Улучшение трещиностойкости ферритных сталей однозначно связано с уменьшением количества перлита. Это обстоятельство явилось основанием для создания нового класса высококачественных сталей, так называемых малоперлитных сталей, в которых содержание углерода ниже 0,08 %.
Снижение трещиностойкости низкоуглеродистых сталей может быть вызвано появлением игольчатых структурных составляющих, образующихся при распаде аустенита при более низких температурах в результате легирования элементами, увеличивающими его устойчивость.
253
Повышение сопротивления развитию трещины для низкоуглеродистых сталей может быть реализовано главным образом в результате измельчения ферритного зерна. В этом отношении особенно эффективно действует легирование такими элементами, как Nb, V и N, которые образуют с углеродом дисперсные карбонитридные фазы, которые при правильно подобранных режимах нагрева и деформации в процессе прокатки могут значительно измельчать структуру, повышая одновременно и прочность, и трещиностойкость низкоуглеродистых сталей (см. п. 3.8).
Рис. 3.53. Зависимость изменения критической температуры хрупкости Tê от содержания легирующих элементов
На рис. 3.53 представлено изменение критической температуры Tê20aP исследованных сталей в зависимости от степени их легирования. Эти данные хорошо подтверждают высказанные соображения.
3.8. Трещиностойкость низкоуглеродистых сталей, упрочненных карбонитридной фазой
3.8.1. Влияние химического состава
Современные низкоуглеродистые и низколегированные стали должны отвечать следующим требованиям: иметь высокий предел текучести, хорошую трещиностойкость, которая даст возможность реализовать номинальную прочность и хорошую свариваемость. При
254
этом сталь должна быть относительно дешевой (экономно легированной) и в ряде случаев, как например сталь для подвижного железнодорожного состава, – коррозионно-стойкой в атмосферных условиях. Чтобы удовлетворить этот комплекс достаточно противоречивых требований, был создан специальный новый класс низкоуглеродистых сталей, упрочненных карбонитридной фазой [168, 169], которая образуется при легировании ниобием, ванадием и азотом. В Болгарии этот класс сталей исследован в Институте металловедения БАН [170–174]. Повышенная трещиностойкость этих сталей достигается благодаря двум обстоятельствам: снижению содержания углерода и измельчению ферритного зерна. Более высокая прочность также вызвана двумя основными факторами: более мелкое зерно и дисперсионное упрочнение.
Рассмотрим некоторые аспекты динамической трещиностойкости низкоуглеродистых нормализованных сталей, упрочненных карбонитридной фазой благодаря легированию ниобием, ванадием и азотом [153, 175–176].
Химический состав исследованных сталей приведен в табл. 3.19. С точки зрения содержания углерода стали делятся на три группы: первая – 0,06 % С, вторая – 0,12 % С и третья – 0,18 % С. Каждая группа, в свою очередь, делится на две подгруппы в зависимости от содержания марганца: 1,0 % Mn и 1,5 % Mn. Во всех плавках поддерживали постоянное содержание кремния, хрома, меди, серы и фосфора. Медь и хром введены в сталь для получения лучшей коррозионной стойкости. Варианты А1, Б1, В1, Г1, Д1 и Е1 рассматриваются в качестве сталей с базовым составом (БС), которые, со своей стороны, легированы определенным образом. Серу и фосфор поддерживали на верхней границе допустимых значений (ГОСТ 505865), чтобы не получилась предварительно более высокая трещиностойкость за счет чистоты шихтового материала. Слитки были прокованы в форме полос толщиной 12 мм и шириной 130 мм. Температура прокатки 1200 °С, температура нормализации 950 °С. Механические испытания проводили на поперечных образцах. Трещиностойкость по методу Шарпи определяли на образцах типа 15 по ГОСТ 9454-78 при температурах от +20 до – 60 оС. Полученные механические свойства представлены в табл. 3.20.
255
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Таблица |
3.19 |
||
Химический состав исследованных низкоуглеродистых |
|
|||||||||||
|
|
|
легированных сталей |
|
|
|
|
|
||||
|
Плавка |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Марка |
|
|
|
Химическийсостав, % |
|
|
||||||
стали |
|
C |
Si |
Mn |
Cr |
Cu |
Nb |
V |
|
N |
S |
P |
06ХГД |
А1 |
0,075 |
0,20 |
0,98 |
0,50 |
0,30 |
– |
– |
|
– |
0,040 |
0,044 |
06ХГБД |
А2 |
0,050 |
0,19 |
0,90 |
0,58 |
0,27 |
0,074 |
– |
|
– |
0,041 |
0,054 |
06ХГБФД |
А3 |
0,060 |
0,16 |
0,90 |
0,55 |
0,22 |
0,125 |
0,130 |
|
– |
0,040 |
0,055 |
06ХГБФАД |
А4 |
0,070 |
0,23 |
1,20 |
0,59 |
0,24 |
0,078 |
0,120 |
|
0,024 |
0,040 |
0,051 |
06ХГБАД |
А5 |
0,070 |
0,29 |
1,29 |
0,55 |
0,28 |
0,064 |
– |
|
0,024 |
0,025 |
0,043 |
06ХГ2Д |
Б1 |
0,075 |
0,22 |
1,60 |
0,53 |
0,32 |
– |
– |
|
– |
0,040 |
0,043 |
06ХГ2БД |
Б2 |
0,070 |
0,23 |
1,60 |
0,55 |
0,27 |
0,068 |
– |
|
– |
0,045 |
0,055 |
06ХГ2БФД |
Б3 |
0,060 |
0,23 |
1,60 |
0,57 |
0,29 |
0,170 |
0,155 |
|
– |
0,044 |
0,049 |
06ХГ2БФАД |
Б4 |
0,050 |
0,33 |
1,70 |
0,57 |
0,28 |
0,145 |
0,140 |
|
0,027 |
0,043 |
0,040 |
06ХГ2АД |
Б5 |
0,070 |
0,30 |
1,70 |
0,52 |
0,32 |
0,078 |
– |
|
0,025 |
0,040 |
0,042 |
12ХГД |
В1 |
0,120 |
0,35 |
1,20 |
0,55 |
0,35 |
– |
– |
|
– |
0,020 |
0,046 |
12ХГБД |
В2 |
0,130 |
0,30 |
1,15 |
0,59 |
0,22 |
0,080 |
– |
|
– |
0,038 |
0,056 |
12ХГБФД |
В3 |
0,140 |
0,32 |
1,15 |
0,62 |
0,24 |
0,145 |
0,120 |
|
– |
0,037 |
0,056 |
12ХГБФАД |
В4 |
0,120 |
0,32 |
1,15 |
0,62 |
0,27 |
0,110 |
0,115 |
|
0,023 |
0,041 |
0,047 |
12ХГБАД |
В5 |
0,135 |
0,30 |
1,15 |
0,57 |
0,27 |
0,074 |
– |
|
0,019 |
0,030 |
0,033 |
12ХГ2Д |
Г1 |
0,130 |
0,32 |
1,75 |
0,57 |
0,27 |
– |
– |
|
– |
0,025 |
0,039 |
12ХГ2БД |
Г2 |
0,130 |
0,33 |
1,80 |
0,61 |
0,29 |
0,062 |
– |
|
– |
0,037 |
0,053 |
12ХГ2БФД |
Г3 |
0,130 |
0,32 |
1,70 |
0,59 |
0,34 |
0,018 |
0,120 |
|
– |
0,037 |
0,053 |
12ХГ2БФАД |
Г4 |
0,130 |
0,30 |
1,75 |
0,54 |
0,29 |
0,145 |
0,130 |
|
0,022 |
0,041 |
0,040 |
12ХГ2БАД |
Г5 |
0,130 |
0,32 |
1,75 |
0,52 |
0,34 |
0,074 |
– |
|
0,023 |
0,037 |
0,038 |
18ХГД |
Д1 |
0,185 |
0,28 |
1,20 |
0,48 |
0,22 |
– |
– |
|
– |
0,025 |
0,040 |
18ХГБД |
Д2 |
0,180 |
0,32 |
1,15 |
0,60 |
0,24 |
0,160 |
– |
|
– |
0,038 |
0,040 |
18ХГБФД |
Д3 |
0,190 |
0,30 |
1,15 |
0,58 |
0,27 |
0,074 |
0,110 |
|
– |
0,039 |
0,052 |
18ХГБФАД |
Д4 |
0,180 |
0,29 |
1,10 |
0,57 |
0,25 |
0,110 |
0,125 |
|
0,021 |
0,047 |
0,046 |
18ХГБАД |
Д5 |
0,190 |
0,25 |
1,05 |
0,50 |
0,35 |
0,074 |
– |
|
0,019 |
0,035 |
0,035 |
18ХГ2Д |
Е1 |
0,175 |
0,29 |
1,80 |
0,52 |
0,35 |
– |
– |
|
– |
0,040 |
0,040 |
18ХГ2БД |
Е2 |
0,190 |
0,31 |
1,80 |
0,58 |
0,24 |
0,062 |
– |
|
– |
0,037 |
0,038 |
18ХГ2БФД |
Е3 |
0,170 |
0,28 |
1,70 |
0,58 |
0,22 |
0,160 |
0,130 |
|
– |
0,040 |
0,039 |
18ХГ2БФАД |
Е4 |
0,180 |
0,28 |
1,80 |
0,57 |
0,26 |
0,160 |
0,160 |
|
0,017 |
0,037 |
0,036 |
18ХГ2БАД |
Е5 |
0,195 |
0,25 |
1,75 |
0,52 |
0,25 |
0,074 |
– |
|
0,019 |
0,025 |
0,026 |
256
Таблица 3.20
Механические свойства и критические температуры хрупкости исследванных низкоуглеродистых легированных сталей
Марка |
Плавка |
|
Механические свойства |
Критические |
|||||
стали |
|
σâ |
|
σ0,2 |
δ |
|
ψ |
температуры, оС |
|
|
|
|
МПа |
|
% |
Tê1,2ap |
Tê2,0ap |
||
06ХГД |
А1 |
418 |
|
292 |
41,4 |
|
70,0 |
–35 |
–30 |
06ХГБД |
А2 |
424 |
|
318 |
37,9 |
|
69,6 |
–40 |
–35 |
06ХГБФД |
А3 |
460 |
|
352 |
38,3 |
|
64,0 |
–45 |
–35 |
06ХГБФАД |
А4 |
491 |
|
367 |
32,2 |
|
64,9 |
–55 |
–50 |
06ХГБАД |
А5 |
490 |
|
368 |
36,6 |
|
64,6 |
–45 |
–35 |
06ХГ2Д |
Б1 |
525 |
|
320 |
33,4 |
|
57,0 |
–30 |
–20 |
06ХГ2БД |
Б2 |
534 |
|
310 |
37,0 |
|
59,0 |
–55 |
–50 |
06ХГ2БФД |
Б3 |
542 |
|
323 |
35,4 |
|
60,0 |
–60 |
–50 |
06ХГ2БФАД |
Б4 |
598 |
|
342 |
29,4 |
|
55,5 |
–70 |
–65 |
06ХГ2БАД |
Б5 |
568 |
|
322 |
35,6 |
|
57,0 |
–50 |
–40 |
12ХГД |
В1 |
533 |
|
365 |
35,3 |
|
59,9 |
–35 |
–25 |
12ХГБД |
В2 |
530 |
|
388 |
35,6 |
|
62,1 |
–50 |
–35 |
12ХГБФД |
В3 |
545 |
|
405 |
35,7 |
|
62,2 |
–40 |
–30 |
12ХГБФАД |
В4 |
545 |
|
400 |
34,0 |
|
66,5 |
–50 |
–40 |
12ХГБАД |
В5 |
548 |
|
403 |
33,9 |
|
61,5 |
–40 |
–30 |
12ХГ2Д |
Г1 |
706 |
|
406 |
24,2 |
|
45,1 |
–5 |
+20 |
12ХГ2БД |
Г2 |
666 |
|
362 |
24,8 |
|
46,7 |
–40 |
–25 |
12ХГ2БФД |
Г3 |
661 |
|
368 |
25,7 |
|
51,3 |
–50 |
–35 |
12ХГ2БФАД |
Г4 |
675 |
|
373 |
25,6 |
|
52,8 |
–55 |
–45 |
12ХГ2БАД |
Г5 |
680 |
|
359 |
24,6 |
|
46,1 |
–35 |
–20 |
18ХГД |
Д1 |
594 |
|
410 |
29,7 |
|
58,1 |
–30 |
–25 |
18ХГБД |
Д2 |
612 |
|
420 |
30,7 |
|
57,7 |
–30 |
–25 |
18ХГБФД |
Д3 |
593 |
|
419 |
31,7 |
|
58,4 |
–35 |
–25 |
18ХГБФАД |
Д4 |
623 |
|
449 |
26,3 |
|
56,2 |
–35 |
–25 |
18ХГБАД |
Д5 |
612 |
|
434 |
30,4 |
|
56,5 |
–30 |
–25 |
18ХГ2Д |
Е1 |
764 |
|
487 |
18,8 |
|
38,1 |
+5 |
+40 |
18ХГ2БД |
Е2 |
685 |
|
388 |
24,3 |
|
48,7 |
–35 |
–25 |
18ХГ2БФД |
Е3 |
720 |
|
416 |
23,9 |
|
49,7 |
–40 |
–25 |
18ХГ2БФАД |
Е4 |
805 |
|
473 |
19,7 |
|
38,5 |
–50 |
–30 |
18ХГ2БАД |
Е5 |
734 |
|
454 |
19,4 |
|
41,6 |
–30 |
–20 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
257 |
Рис. 3.54. Влияние углерода и марганца на критическую температуру хрупкости базовых составов (А1, Б1, В1, Г1, Д1, Е1)
Результаты (рис. 3.54) показывают, что для базовых составов (А1, Б1, В1, Г1, Д1, Е1) увеличение содержания марганца до 1,7 % снижает трещиностойкость и повышает соответствующие критические температуры (пунктирные линии). При легировании ниобием, ванадием и азотом (сплошные линии) очевидно, что более высокое содержание марганца благоприятно отражается на трещиностойкости стали, понижая критические температуры.
Влияние углерода на трещиностойкость в зависимости от системы легирования при содержании 1,5 % марганца представлено нарис. 3.55.
Хорошо видно, с одной стороны, благоприятное влияние снижения содержания углерода и, с другой стороны, как система легирования базового состава с карбонитридными упрочнителями снижает критические температуры. В этом отношении особенно благоприятно легирование ниобием. Очевидно, что наилучшая трещиностойкость получается у малоперлитных сталей (С = 0,06 %) с содержанием марганца 1,5 % и соответственно легированных карбонитридными упрочнителями (рис. 3.56).
258
Рис. 3.55. Влияние легирования базового состава (БС) карбонитридными упрочнителями на критическую температуру хрупкости в зависимости от
содержания углерода при постоянном содержании марганца (Mn ≈ 1,7 %)
Рис. 3.56. Влияние легирования базового состава (БС) малоперлитных сталей (C ≈ 0,06 %) карбонитридными упрочнителями
на критическую температуру хрупкости
259
3.8.2. Влияние температурного режима прокатки
Малоперлитные стали изпользуют при изготовлении наиболее ответственных инженерных сооружений, таких как магистральные трубопроводы для транспортирования природного газа и нефти. Нормализация, однако, не является оптимальным видом окончательной термообработки, которая бы гарантировала максимальную трещиностойкость стали в сочетании с высокой прочностью. Эти исключительно ценные качества малоперлитных сталей приобретаются ими в результате прокатки по строго регламентированному режиму (так называемая контролируемая прокатка) [177].
Рассмотрим влияние некоторых параметров режима прокатки на трещиностойкость этого класса сталей. Испытано 15 плавок малоперлитных сталей (см. табл. 3.20) следующего химического состава (сред-
ние значения): С = 0,05 %, Mn = 1,50 %, Si = 60,35 %, Nb = 0,80 %
и N = 0,27 %. Все плавки прокатаны по 4 различным температурным режимам, показанным в табл. 3.21. На рис. 3.57 и 3.58 даны кумулятивные зависимости (накопленная частотность) предела текучести σò
и относительного удлинения δ5 . На рис. 3.59 показана трещиностой-
кость малоперлитных сталей в зависимости от температуры испытания. Цифрами на фигурах обозначены соответствующие режимы прокатки в соответствии с табл. 3.21. На рис. 3.60 представлены микроструктуры, полученныепосле прокатки по режимам 1 и 9.
Таблица 3.21 Режим прокатки исследованных малоперлитных сталей
Условный |
Температура |
Температура |
Режим |
Температура |
номер режима |
нагрева, оС |
начала |
прокатки |
окончания |
|
|
прокатки, оС |
|
прокатки, оС |
1 |
1250 |
1060 |
5 проходов, |
950 |
3 |
1250 |
800 |
в каждом сте- |
750 |
7 |
1150 |
1075 |
пень деформа- |
950 |
9 |
1150 |
800 |
ции по 20 % |
750 |
Для объяснения полученных результатов рассмотрим влияние температурного режима при прокатке малоперлитной стали на их структуру. Нагрев в γ -области до определенной температуры пе-
260