книги / Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

Рис. 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