2802.Трещиностойкость железоуглеродистых сплавов

ред прокаткой имеет целью растворить карбонитридные частицы в аустенитной фазе, чтобы при последующем охлаждении выделилось достаточное количество карбонитридной фазы, которая упрочнит сталь.

Рис. 3.57. Накопленная частость предела текучести малоперлитных сталей

в зависимости от режима прокатки

Рис. 3.58. Накопленная частость относительного удлинения малоперлитных сталей в зависимости от режима прокатки

261

Рис. 3.59.Значения работы развития трещины ар = а15 в зависимости от температуры испытания

аб

Рис. 3.60. Микроструктура стали после прокатки по режимам 1 (а) и 9 (б), ×100

262

Чем выше температура нагрева, тем больше карбонитридов растворится и упрочняющий эффект впоследствии проявится сильнее. Карбонитридные частицы, расположенные по границам, препятствуют росту аустенитного зерна (барьерный эффект). По этой причине их полное растворение в аустените нежелательно, так как впоследствии это приведет к получению грубозернистой структуры. Чем ниже температуры начала и окончания прокатки, тем более вяло протекают рекристаллизационные процессы и тем меньше будет окончательный размер ферритного зерна. Полученные результаты могут быть объяснены на основании вышеизложенных соображений. Высокий предел текучести σò

(см. рис. 3.57), полученный по режиму 3, связан с более полным растворением карбонитридной фазы при нагреве до 1250 °С, что обеспечивает последующее ее выделение в большем объеме и в более дисперсном состоянии при более низких температурах прокатки. Несмотря на то, что пластичность δ5 при всех режимах прокатки достаточно близка, все

же бóльшая пластичность (см. рис. 3.58) получается при режиме 1, который формирует относительно крупнозернистую структуру благодаря высокой температуре нагрева (1250 °С) и последующим рекристаллизационным процессам при более высоких температурах начала (1060 °С) и конца (950 °С) прокатки.

Высокая трещиностойкость (см. рис. 3.59) реализуется (режим 9) при оптимальном сочетании прочностных и пластических свойств, которые получаются при максимальном измельчении (см. рис. 3.60) структуры: нагрев до 1150 °С – начало прокатки при 800 °С – конец прокатки при 750 °С. В ходе работы в этом режиме при нагреве только часть карбонитридной фазы растворяется в аустените. Нерастворившиеся выделения, сосредоточенные по границам аустенитных зерен, задерживают их рост при высоких температурах и таким образом способствуют созданию мелкозернистой структуры. Растворенные при нагреве карбонитриды при последующем охлаждении стали выделяются в ферритной матрице и упрочняют ее. Этот процесс особенно эффективен, когда карбонитридная фаза еще когерентно связана с матрицей. Прокатка при более низких температурах дополнительно повышает прочность стали, замедляя разупрочняющее влияние рекристаллизационных процессов.

263

3.9. Влияние степени раскисления на трещиностойкость низкоуглеродистых сталей

В зависимости от степени раскисления стали делятся на три группы: спокойные, полуспокойные и кипящие. Между собой они различаются по содержанию в них газов (главным образом – кислорода) и некоторых легирующих элементов, которые используются как раскислители во время металлургического процесса. В этом отношении наиболее важным элементом является кремний.

Исследованы [178] свойства двух лабораторных плавок, одна из которых не раскислялась и была кипящей (К), а другая была раскислена алюминием, т.е. была получена спокойная (С) сталь. Такой способ раскисления был выбран, чтобы получить стали с близким содержанием марганца и кремния.

Химический состав сталей показан в табл. 3.22.

Таблица 3.22 Химический состав спокойной (С) и кипящей (К) сталей

Условное			Химический состав, %
обозначение	C	Si	Mn	Ni	Cr	S	P	Al
К	0,18	0,07	0,07	0,088	0,07	0,009	0,008	0,005
С	0,20	0,07	0,07	0,093	0,07	0,009	0,004	0,098

Были проведены испытания по методу Шарпи на трехточечный изгиб. Определена (рис. 3.61) ударная вязкость на образцах типа 1 (а1) и соответствующая работа зарождения (аз) и развития (ар) трещины. Параллельно определяли долю волокнистой составляющей (В, %) на изломах образцов. При температурах испытания выше комнатной ударная вязкость (рис. 3. 61, а) кипящей стали выше, чем спокойной, но при более низких температурах вязкость кипящей стали резко снижается, в то время как вязкость спокойной стали сохраняется на достаточно высоком уровне до относительно более низких температур. Из рис. 3.61, г видно, что трещиностойкость спокойной стали во всем температурном интервале выше. Это хорошо видно и по характеру изменения В, % (рис. 3.61, б). Следовательно, высокая ударная вязкость кипящей стали при положительных температурах связана с ее

264

высоким сопротивлением зарождению трещины (рис. 3.61, в). Это и является причиной того, что этот тип сталей используется для изготовления деталей, получаемых путем глубокой вытяжки.

Рис. 3.61. Зависимость a1 , aз , ap и В, % для кипящей (К) и спокойной (С) стали от температуры испытания

Проведенный анализ показывает, что основной причиной, из-за которой кипящие стали не могут быть использованы для ответственных металлических конструкций, особенно если они работают при отрицательных температурах, является их более низкая трещиностойкость по сравнению со спокойными сталями. Такое поведение обусловлено повышенным содержанием газов, большей ликвацией вредных элементов в верхней части слитка и неплотностями, которые получаются в результате плохой «сварки» окисленных поверхностей газовых пор при прокатке слитка.

Независимо от только что перечисленных недостатков современная металлургия позволяет, с одной стороны, свести к минимуму эти недостатки недораскисленной стали путем строгого соблюдения

265

режима плавления, раскисления и разливки. С другой стороны, пониженная трещиностойкость полуспокойной стали может быть улучшена с помощью дополнительного легирования и технологии прокатки. Именно эти обстоятельства дали возможность создать особый класс низколегированных полуспокойных сталей [179]. В качестве основного легирующего элемента использовался марганец. Так, для нужд строительства создана сталь 18Гпс.

В [180] проведено сравнительное исследование трещиностойкости широко используемой спокойной стали Ст3сп и полуспокойной 18Гпс. Границы изменения содержания химических элементов в составе этих двух сталей представлены в табл. 3.23.

Таблица 3.23 Химический состав сталей Ст3сп и 18Гпс

Видстали	C	Si	Mn	Al	H2	N2	O2
Ст3сп	0,16–0,20	0,15–0,20	0,56–0,59	0,012–	0,00032–	0,0045–	0,0026–
(5 плавок)	0,18–0,19			0,028	0,00043	0,0057	0,0040
18Гпс		0,02–0,05	0,82–1,30	–	0,00039–	0,0048–	0,0083–
(5 плавок)					0,00074	0,0080	0,0097

Значения предела текучести, предела прочности на растяжение и относительного удинения обеих марок стали практически одинаковы. Полуспокойная сталь 18Гпс имеет несколько более высокие значения (~ на 10 %) относительного сужения.

Трещиностойкость сталей определяли на образцах типа 15 (см. табл. 2.1) до и после механического старения. Результаты представлены на рис. 3.62. Видно, что сопротивление развитию трещины этих двух сталей практически одинаково, что дает основание для использования стали 18Гпс взамен стали Ст3сп. Чтобы увеличить коррозионную стойкость низколегированных полуспокойных сталей, они могут быть дополнительно легированы медью [181].

Дополнительная возможность компенсации более низкой трещиностойкости полуспокойных сталей состоит в том, что они могут производиться как малоперлитные, которые по своей природе обладают лучшей трещиностойкостью. Именно такая полуспокойная

266

сталь типа 07Г2АФБпс в нормализованном состоянии произведена для нужд вагоностроения, при этом специальное внимание было обращено на ее трещиностойкость при ударном нагружении. Химический состав этой стали представлен в табл. 3.24. На рис. 3.63 представлена зависимость работы развития трещины ар при испытании по методу Шарпи. Очевидно, что эта сталь обладает хорошей трещиностойкостью и соответствующей низкой критической температурой

Tê12ap , которая достигает –60 оС.

Рис. 3.62. Зависимость ap от температуры испытания для стали Ст3сп (сплошные линии) и 18Гпс (пунктирные линии)

Таблица 3.24 Химический состав стали 07Г2АФБпс

				Химический состав, %
C	Mn	Si	P		S	V	Nb		O2	H2	N2
0,07	1,43	0,09	0,012		0,025	0,14	0,05		0,012	0,0004	0,018

267

Рис. 3.63. Зависимость ap от температуры испытания для стали 07Г2АФБпс

3.10. Влияние неметаллических включений на трещиностойкость низкоуглеродистых сталей

Уменьшение количества неметаллических включений в стали всегда считалось одним из основных способов повышения качества металла. Используются различные системы классификации неметаллических включений [182], в основу которых заложены те или другие признаки. С точки зрения механики разрушения целесообразно обратить внимание на три типа классификаций:

–по химическому составу: сульфиды (FeS, MnS), нитриды (TiN,

AlN), оксиды (SiO2, Al2O3) и их производные – силикаты и алюмосиликаты;

–в зависимости от их формы и расположения: сферические, остроугольные, распределенные как отдельные точки, последовательно или как целая лента (обыкновенно по границам зерна);

–в зависимости от пластических свойств: пластичные, хорошо вытягивающиеся при прокатке (сульфиды, пластичные силикаты) и хрупкие, которыечаще всего дробятся (алюминаты и хрупкие силикаты).

Для уменьшения количества включений созданы различные металлургические процессы [182, 183], которые можно разделить на вакуумные (уменьшается содержание газов, преимущественно ки-

268

слорода) и шлаковые (уменьшается главным образом содержание серы). Влияние неметаллических включений в зависимости от их природы на процессы разрушения сложно и многообразно, в результате чего всегда требуется конкретное обсуждение экспериментальных результатов.

В данном подразделе обсуждается влияние изменения количества включений в результате обработки расплава жидкими синтетическими шлаками (ЖСШ ) и редкоземельными металлами (РЗМ) на трещиностойкость низкоуглеродистых сталей при однократном ударном нагружении.

3.10.1. Влияние рафинирования жидким синтетическим щлаком (ЖСШ)

Рафинирование стали ЖСШ за последние годы резко расширилось [184–185]. Этом процесс изготовления жидкого шлака в отдельной печи, который состоит главным образом из СаО, Al2O3, содержание FeO очень низко. Жидкий расплав выливается в ковш, и сверху на него выливается приготовленная в печи сталь. Под действием металлической струи синтетический шлак интенсивно эмульгирует и контактная поверхность «металл – шлак» увеличивается в несколько сотен раз по сравнению с контактной поверхностью при обыкновенном способе проведения металлургического процесса. При этом активно протекает процесс уменьшения содержания серы в стали, в известной степени уменьшается содержание кислорода при сохранении неизменным содержания азота, водорода и фосфора. В Центральном научно-исследовательском институте черной металлургии (ЦНИИЧМ) в г. Москве разработана более современная технология, при которой используются 3 отдельных агрегата. В первом (мартен, конвертер, электропечь) выплавляют жидкий полупродукт с необходимым содержанием углерода. Во втором подготавливают лигатуру из окислителей и легирующих элементов. В третьем – синтетический шлак. Последовательность процессов следующая: в ковш сначала выпускают шлак, после этого – лигатуру и последним – полупродукт. Авторы утверждают, что при таком процессе получается сталь более качественная и более дешевая, чем электросталь.

269

Исследованы свойства [186–188] 4 марок сталей, полученных как по традиционной металлургической технологии, так и с помощью рафинирования ЖСШ (табл. 3.25). В таблице указано содержание серы в сталях, полученных двумя способами. Видно, что после рафинирования сталь содержит значительно меньше серы.

					Таблица 3.25
	Содержание серы в низколегированных сталях
		в зависимости от рафинирования ЖСШ
Марка стали		Вид стали	Структурное	Рафинирование	Содержание серы,
			состояние	ЖСШ	%
24Г		М	Г	–	0,022
				ЖСШ	0,012
15ГС		М	Н	–	0,021
				ЖСШ	0,010
17ГС		М	Н1	ЖСШ	0,008
			Н2	ЖСШ	0,007
			Н3	ЖСШ	0,012
16ХГБАФ		К	Н	–	0,016
			Н	–	0,011
			Н	ЖСШ	0,004
			Н	ЖСШ	0,005

Результаты механических испытаний показали, что прочностные характеристики и относительное удлинение обыкновенных и рафинированных сталей практически одинаковы. Обработка ЖСШ улучшает способность стали к местной пластической деформации, увеличивая относительное сужение примерно на 10 %.

Динамические испытания проводили по методу Шарпи. Ударную вязкость определяли на образцах типа 1 и 11, а трещиностойкость (ар) оценивали по методике Отани и по количеству вязкой составляющей на поверхности излома (В, %).

На рис. 3.64 для сталей 15ГС и 24Г показана работа, затраченная при зарождении трещины аз при испытании образцов 1 и 11, и энергия, поглощенная при развитии трещины ар. Видно, что в результате рафинирования резко повышаются значения аз, в то время как трещиностойкость ар практически не меняется. С известным приближением аналогична иоценка трещиностойкости по виду излома(рис. 3.65, а, б).

270