ПОИСК Статьи Чертежи Таблицы Влияние легирующих элементов на структуру, фазовые превращения и свойства конструкционных сталей из "Машиностроение энциклопедия ТомII-2 Стали чугуны РазделII Материалы в машиностроении " Некарбидообразующие элементы в сталях (никель, кобальт и кремний) практически полностью растворимы в феррите, аустените и мартенсите, оказывают существенное влияние на свойства и устойчивость этих фаз, характер превращения аустенита при нагреве и охлаждении. [c.54] Влияние легирования на свойства феррита. Доля феррита в конструкционных легированных сталях составляет около 95 %. Цоэтому его легированием можно значительно изменить его свойства, а значит, и свойства конструкционной стали. [c.54] При оценке упрочнения феррита по приведенной формуле учитывают массовую долю легирующего элемента, растворенного в феррите, а не массовую долю этого элемента в стали. [c.54] Таким образом, чем мельче зерно, тем вьшхе прочность феррита. Эффективность зернограничного упрочнения определяется степенью измельчения зерна. Изменением размера зерна можно изменять прочность конструкционной стали. Размер зерна оказывает существенное влияние и на температуру перехода в хрупкое состояние Т . С уменьшением размера зерна Г50 уменьшается. Для сталей универсального применения, производимых в больших количествах, действенной мерой измельчения зерна и снижения Г50 является контролируемая прокатка (см. подразд. 1.3.1). Упрочнение феррита при легировании увеличивает склонность к хрупкому разрушению. Однако влияние легирующих элементов на температуру перехода в хрупкое состояние проявляется по-разному. [c.54] Влияние легирующих элементов на аустенизацию при нагреве конструкционных сталей. До нагрева конструкционной стали некарбидообразующие элементы находятся в феррите, а карбидообразующие - распределены в разных долях между карбидной фазой и ферритом. Структура характеризуется химической неоднородностью. По окончании аустенитного превращения аустенит также неоднороден. В участках аустенита, соответствующих исчезнувшим кристаллам феррита и карбида, различны массовые доли не только углерода, но и легирующих элементов. Для выравнивания массовых долей легирующих элементов в аустените, особенно медленно диффундирующих, необходимо или увеличить время аустенизации, или повысить температуру. Вследствие неполной гомогенизации аустенита в легированной стали ухудшается ее прокаливаемость негомогенный аустенит легко распадается на ферритно-карбидную смесь. [c.55] Почти все легирующие элементы тормозят рост аустенитного зерна и уменьшают склонность стали к перегреву. Исключение составляют марганец и кремний, которые ускоряют рост зерна аустенита. Вследствие образования труднорастворимых в аустените карбидов, нитридов, других фаз, которые служат барьерами для роста зерен, уменьшается склонность стали к перегреву. Активные карбидообразова-тели - титан, цирконий и ванадий - сильнее тормозят рост зерна, чем хром, вольфрам и молибден, так как карбиды первых более устойчивы и труднее растворяются в аустените. Некоторые карбиды остаются нерастворенны-ми в аустените даже при нагреве стали выше 1200 °С. [c.55] Активные карбидообразующие элементы (ванадий, ниобий, титан) могут оказывать двоякое влияние на прокаливаемость с одной стороны, растворяясь в аустените, они могут повышать его устойчивость и увеличивать прокаливаемость, с другой, - эти элементы из-за образования карбидов и карбонитридов способствуют измельчению зерна и поэтому могут уменьшать прокаливаемость. [c.55] Применение легированных сталей позволяет насквозь прокаливать детали таких больших сечений, которые невозможно прокалить насквозь, если они изготовлены из углеродистых сталей. Например, при закалке в воде цилиндров из стали 40 критический диаметр равен 20 мм, из стали 40ХН2МА - 150 мм, а в масле - 115 мм. [c.55] У деталей из легированных сталей значительно меньше, чем из углеродистых сталей, вероятность коробления и растрескивания вследствие того, что для их охлаждения возможно применение более мягких охлаждаюпц1х сред - масел, водяного или парового душа. [c.55] Большинство легирующих элементов, растворенных в аустените, как и углерод, снижают температуру начала мартенситного превращения и увеличивают количество остаточного аустенита. Понижают температуру Л/д никель, хром и особенно марганец. Если точка Л/ легированной стали находится ниже О °С, как, например у стали с С = 0,9 % и Мп = 5 %, то закалка фиксирует аустенит при 20 °С. [c.56] Влияние легирования на процессы карбвдо-образования. Значительная часть легирующих элементов образует прочные тугоплавкие карбиды, оказьшающие решающее влияние на уровень прочности сталей. [c.56] Атомы железа в цементите могут замещаться атомами некоторых легирующих элементов. Неограниченно растворяется в цементите марганец, частично - хром. Они повышают устойчивость цементита в стали. Молибден из-за большого атомного радиуса плохо растворяется в цементите. Ванадий, ниобий, титан, цирконий практически нерастворимы в цементите. [c.56] Карбид СГ7С3 образуется чаще всего в конструкционных сталях с относительно невысоким содержанием хрома (до 3-4 %). В сталях этот карбид может содержать 30-50 % хрома. [c.56] Карбид Сг2зС образуется в высоколегированных хромистых сталях при Сг 5...8 %. Как правило, металлическая подрешетка содержит атомы различных металлов. Содержание железа в этом карбиде может доходить до 35 %, при этом в общем виде такой карбид в сталях принято обозначать Ме2зСе. Атомы хрома в этом карбиде активно замещаются атомами железа, молибдена, вольфрама. [c.56] Малые добавки ванадия, титана, ниобия используют для повышения пластичности стальных листов, предназначенных для холодной обработки давлением. Благодаря своей активности эти элементы соединяются с растворенными в феррите углеродом и азотом, вьшодя их из раствора в форме частиц карбидов и карбонитридов. [c.56] Влияние легирования на процессы при отпуске сталей. Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости. Различают два температурных интервала отпускной хрупкости, которые характеризуют отпускную хрупкость первого и второго рода. Отпускная хрупкость первого рода (необратимая) проявляется после отпуска при температуре около 300 °С, а отпускная хрупкость второго рода (обратимая) - после отпуска при температуре выше 500 °С. Необратимая отпускная хрупкость присуща практически всем углеродистым и легированным сталям после отпуска при 250-400 °С. После повторного отпуска при 400-500 °С хрупкость исчезает и сталь становится к ней не склонной даже при повторном отпуске в районе опасных температур (около 300 °С). Такая хрупкость не зависит от скорости охлаждения после отпуска. [c.56] Легирующие элементы за исключением кремния не влияют значительно на развитие хрупкости первого рода. Кремний сдвигает отпускную хрупкость в область более высоких температур (350-450 °С). [c.56] Обратимая отпускная хрупкость в наибольшей степени присуща некоторым легированным сталям после высокого отпуска при 500-650 °С и медленного охлаждения начиная с температуры отпуска. При быстром охлаждении (в воду) вязкость не уменьшается. Отпускная хрупкость второго рода может быть устранена повторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вновь вызвана медленным охлаждением. [c.56] Легирование стали хромом, никелем, марганцем усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при совместном легировании Сг+К1, Сг+Мп, Сг-1-Мп-1-81 и др. Введение Мо 0,4...0,5 % и У й 1,2... 1,5 % уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обратимой отпускной хрупкости при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь увеличивается. [c.56] Вернуться к основной статье