Классификация сталей по структурному признаку и степени легирования. Влияния легирующих элементов на процессы структурообразования и свойства сталей

По степени легирования стали делятся на три группы:

- низколегированные (суммарное содержание легирующих элементов до 2,5%);

-среднелегированные (суммарное содержание легирующих элементов от 2,5% до 10%);

-высоколегированные (суммарное содержание легирующих элементов свыше 10%).

В зависимости от структуры, которую стали приобретают после нормализации, они подразделяются на следующие структурные группы или классы (классификация по Голикову И.Н. Дендритная ликвация стали. Металлургиздат. 1958):

- ферритный класс, в который входят стали, сохраняющие при всех температурах структуру a-раствора, т.е. феррита. Эти стали содержат большое количество легирующих элементов, ограничивающих область g-железа (например, хрома при низком содержании углерода). Примером таких сталей служат стали Х27; ОХ13; Х17Ю5 и др.;

- феррито-мартенситный класс составляют стали, в которых при нагреве протекает частичное a®g превращение. При закалке этих сталей в структуре появляются участки мартенсита и феррита, полная фазовая перекристаллизация при термообработке в этих сталях невозможна. Легирующие элементы в этих сталях несколько расширяют температурную область g-фазы. Примером таких сталей служат стали 1Х13; 1Х12ВНМФ, 1Х11МФ и др.;

- мартенситный класс составляют стали, дающие при нагреве выше критической точки А_С3 полное a®g превращение. При полном отжиге стали этого класса могут давать структуру, состоящую из мартенсита и троостита закалки. Примером таких сталей служат перлитные, перлито-мартенситные и мартенситные стали типа 2-4Х13; 1Х8ВФ, ВКС-1; СП-28 и др.;

-аустенитный класс, к которому относятся стали, сохраняющие при всех температурах структуру g-раствора, т.е. аустенит. Эти стали содержат в своем составе большое количество легирующих элементов, например, марганца и никеля, расширяющих g-область железа и делающих аустенит весьма устойчивым. Стали аустенитного класса при холодной обработке легко поддаются наклепу, при котором аустенит превращается в мартенсит. Примером таких сталей служат стали 1Х14Н16Б (ЭИ694); 4Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481); 13Н5А и др.;

- аустенито-мартенситный класс содержит стали, дающие частичное g®a превращение при низких температурах. Примером таких сталей служат стали Х15Н9Ю (ЭИ904) и др.;

- аустенито-ферритный класс, к нему относятся стали, в которых a- и g- фазы сохраняются при всех температурах. Примером таких сталей служат нержавеющие стали с титаном, например, 1Х18Н9Т; 1Х21Н5Т и др.

Еще одним признаком структурной классификации сталей может служить процесс растворения при нагреве и выделение при охлаждении карбидной фазы в стали. По этому признаку легированные стали подразделяют на: доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные, ледебуритные (карбидные) и дисперсионно твердеющие.

В практике производства железоуглеродсодержащих сплавов наиболее часто использую простые решения, позволяющие повысить прочность металла, в т.ч. и закаленной стали, которые связаны с повышением содержания таких сильных упрочнителей металла как углерод, азот и кремний.

Выполняющим индивидуальные работы найти источники и вставить из рекомендуемой технической литературы дополнительную информацию по легирующим элементам и их влиянию на структуру и свойства сталей. Ниже дается пример представления такой информации.

Углерод. Известно, что прочность мартенсита определяется содержанием углерода в твердом растворе, а его вязкость - микроструктурой, которая зависит не только от химического состава, но и от режима термической обработки.

Известно, что повышение содержания углерода в стали свыше 0,4% приводит к снижению технологической пластичности стали, повышению количества остаточного аустенита, снижению трещиностойкости и т.д. Так, например, повышение содержания углерода в стали с 5% хрома (0,25%, 0,35%, 0,4%С) после закалки и отпуска при 300⁰ привело к значительному снижению ударной вязкости (3,0, 2,0 и 0,4 кГм/см² соответственно) при повышении критической температуры хрупкости.

Известно также, что упрочнение поликристаллов, вызванное внедрением атомов углерода, базируется на теории Набарро, в соответствии с которой предел прочности на сдвиг(t_с) зависит от концентрации углерода(С). В соответствии с выражением t_c=Ge²C (e-искажение решетки, G-модуль сдвига) прочность порядка G/300 может быть достигнута при 0,35% углерода. В технической литературе отмечается, что предел упругости инструментальных сталей сильно снижается при увеличении концентрации углерода в мартенсите (>0,5%). При этом пороговым содержанием углерода в свариваемых сталях (чаще всего в штрипсовых сталях) считается уровень ~0,09%. При более высоком содержании углерода в свариваемых конструкционных сталях в зоне термического влияния металл обладает низкой ударной вязкостью, что объясняется образованием сегрегаций (прежде всего по марганцу) при протекании перитектической реакции и последующем затвердевании из жидкого состояния;

Марганец является наиболее широко распространенным в природе легирующим элементом, который применяется также в качестве раскислителя и для десульфурации высококачественных сталей. Марганец увеличивают степень упрочнения твердого раствора и снижают разупрочнение при отпуске. Он способен увеличивать устойчивость аустенита к распаду и повышать прокаливаемость стали (при этом 1% марганца действует аналогично 4% никеля). При увеличении его содержания в стали до 2% монотонно повышает предел прочности, но предел текучести имеет тенденцию к повышению только до содержания 1,5%, при дальнейшем повышении концентрации марганца происходит уменьшение значений предела текучести. Считается, что для получения в нормализованной конструкционной стали предела текучести не менее 450 Н/мм² соотношение С (%)+Mn (%)/10 должно быть в пределах 0,27 - 0,29. Ударная вязкость снижается при увеличении концентрации и особенно интенсивно при содержании Mn выше 1,5%. Повышение содержания марганца приводит к измельчению зерна феррита и увеличению доли упрочняющей фазы, а при концентрации свыше 1,7% происходит образование мелкозернистого бейнита и островкового мартенсита. В малоуглеродистых низколегированных сталях при содержании марганца 2% доля упрочняющей фазы не превышает 40%. Недостатком марганца является его способность существенно увеличивать рост аустенитного зерна при нагреве до высоких температур;

Кремний широко распространен в природе и применяется в качестве легирующего элемента (например, в электротехнических сталях до 4%) и в качестве раскислителя в виде ферросилиция. При концентрации свыше ≈0,8% кремний в сталях способствует процессу графитизации углерода (достаточно интенсивно уже при температурах свыше 500⁰С, эта особенность Si как графитизирующего элемента, используется при изготовлении графитизированных сталей). Кремний упрочняет феррит, повышает предел упругости (пропорциональности) и задерживает разупрочнение стали при отпуске, придает сталям жаропрочность и антикоррозионные свойства, увеличивает электросопротивление. Оптимальное содержание кремния в штрипсовых сталях 0,15 - 0,35%, способствует образованию крупнозернистого полигонального феррита. Считается, что при повышении его содержания уменьшается растворимость карбонитридов Nb, что способствует их более интенсивному выпадению в аустените и снижению за счет этого прочности стали при повышении порога хладноломкости. К недостаткам этого легирующего элемента можно отнести снижение пластичности сталей (деформация при пониженных температурах кремнистых сталей приводит к расслоению металла) и способность к развитию отпускной хрупкости. К недостаткам кремнистых сталей (³0,6-0,8%Si) относят также опасность образования неметаллических включений, снижающую усталостную прочность высокопрочных сталей, а также повышенную склонность к обезуглероживанию при нагревах, пониженную мартенситную прокаливаемость, ускорение перестаривания и т.д.

Никель редко встречается в природе, обладает рядом специфических свойств, что обусловливает его использование в качестве легирующего элемента при производстве высококачественных сталей. Никель расширяет g-область железа, повышает температуру критической точки А₄ и снижает температуру точки А₃. При увеличении концентрации никеля в стали петля гистерезиса приобретает более крутую форму. Никель повышает пластичность и прочность сталей, увеличивает прокаливаемость и ударную вязкость металла. При содержании никеля 25-26% сталь теряет магнитные свойства. Никель часто применяют в сталях совместно с хромом. При повышении содержания никеля в малоуглеродистых сталях происходит рост прочностных характеристик, измельчение зерна феррита и увеличение доли упрочняющей фазы. Но при содержании никеля свыше 0,5 - 0,6% происходит уменьшение ударной вязкости, при снижении порога хладноломкости (Т₅₀⁰С). Особенно это проявляется в том случае, когда при термообработке конструкционных сталей замена перлита на бейнит и островковый мартенсит происходит с образованием крупных колоний упрочняющей фазы в пределах исходного аустенитного зерна, т. е. при наличии разнозернистого аустенита в конце прокатки или при аустенитизации. При мелкозернистом бейните снижения ударной вязкости не происходит. В сталях с содержанием до 0,9% Ni сохраняется Ф+П структура, а с повышением его концентрации появляются продукты промежуточного превращения. Повышение содержания никеля выше 2% приводит к резкому снижению температуры М_Н, что неблагоприятно сказывается на свариваемости стали. Никель повышает прокаливаемость стали и снижает критическую температуру хрупкости. Но при повышении его содержания свыше 2% он снижает температуру начала мартенситного превращения, что повышает уровень остаточного аустенита. Никель также может использоваться вместе с кремнием для графитизации углерода в сталях.

Медь повышает устойчивость аустенита, увеличивает прокаливаемость и закаливаемость стали,коррозионную стойкость малоуглеродистых сталей на воздухе.Легирование стали медью понижает критическую точку А_С3 (примерно на 10⁰С на каждый процент меди). Добавка меди увеличивает прокаливаемость стали с 0,3% С в той же степени, что и аналогичное количество никеля. Однако в отличие от никеля медь повышает температуру распада мартенсита, т.е. задерживает разупрочнение при отпуске. Известно. что медь увеличивает также усталостную прочность стали при содержании ее до 1,3%.

Медь применяют в специальных сталях в качестве графитизирующего элементы.При повышении ее содержания до 0,6% приводит к повышению предела прочности при практически неизменном уровне предела текучести, а ударная вязкость при этом уменьшается, но особенно резко при содержании меди выше 0,3%. Порог хладноломкости стали с содержанием меди до 0,6% практически не изменяется, как и размер зерна феррита при концентрации меди до 0,5%, но доля упрочняющей фазы при этом увеличивается примерно в два раза. В сталях с медью за счет дисперсионного упрочнения прирост прочности феррита достигает до 248 Н/мм² на 1% меди. Медь целесообразно использовать при комплексном легировании стали. Так в медьниобиевых сталях плато максимальной твердости после старения шире, а скорость перестаривания меньше, чем для стали, содержащей только медь. Использование в качестве легирующих элементов Cu, Mo и В позволяет существенно снизить температуру критических точек (А_r). А в Ф+П сталях медь замедляет рост частиц вторичной фазы (может вводиться в сталь вместо Mo). Поэтому этот элемент целесообразно вводить в толстолистовую сталь, которая подвергается неоднократным технологическим нагревам с медленным охлаждением. Медь повышает коррозионную стойкость сталей в различных средах, в том числе и содержащих H₂S. Стали с медью после закалки и отпуска обладают повышенным сопротивлением многоцикловой усталости, в том числе и при низких температурах. Основным недостатком медьсодержащих сталей является повышенная степень растрескивания их при нагреве до температур 1100 - 1150⁰С и деформации (явление красноломкости). Этим, вероятно, и объясняется ограниченное распространение медьсодержащих сталей с содержанием меди более 0,4%. Одним из элементов, увеличивающих растворимость меди и повышающих температуру плавления фазы, содержащей медь, является никель. Считается, что для повышения красноломкости количество никеля в медьсодержащей стали должно быть равным содержанию меди.

Азот при снижении его содержания в пределах от 0,008 до 0,001% увеличивает обьемную долю упрочняющей фазы от 20 до 30%, без изменения размера ферритного зерна. Прочностные характеристики стали с 0,08%С, 1,8% Mn, 0,04% Nb, 0,05% V, 0,2% Cu, 0,2% Ni, 0,02% Ti, 0,001% В при увеличении содержания азота с 0,001 до 0,008% снижаются примерно на 100 Н/мм² [24]. Увеличение содержания азота приводит к уменьшению растворимости карбонитридов Nb, что способствует их интенсивному выпадению в аустените. Азот используют для измельчения зерна аустенита за счет образования карбонитридов Nb, Ti, V или нитридов Аl. При этом его количество должно быть не менее 50 ppm (part per million - количество атомов на 1 миллион атомов железа). Но азот одновременно является и вредной примесью из - за охрупчивания металла, поэтому в стали вводятся карбидо- нитридообразующие элементы, связывающие азот.

Молибден образует карбиды и частично растворяется в феррите, подавляет перлитное превращение, тормозит образование феррита и способствует образованию в ферритной матрице участков бейнита или мартенсита за счет стабилизации высокоуглеродистого аустенита в конце ферритного превращения. Снижает разупрочнение при отпуске и подавляет отпускную хрупкость. Задерживает выделение ванадия, ниобия и делает их более мелкими. По степени упрочнения матрицы 0,2% Мо равноценны 0,04%V. При содержании более 0,5% Mо обеспечивает в стали условный предел текучести, что снижает усилия деформирования при холодной или теплой схеме формообразования труб или СДТ, который повышается за счет дисперсионного твердения при последующем отпуске. Из литературных источников известно, что в C - Mn - Mo - Cu - V - Nb сталях при нормализации за счет подавления молибденом и медью выделений в матрице частиц вторичной фазы обеспечиваются пониженные значения предела текучести. В таких случаях для повышения предела текучести производится последующий отпуск изделия для дисперсионного твердения. Было обнаружено, что прочностные характеристики металла зависят от величины С_ЭКВ. При анализе вклада каждого легирующего элемента, входящего в формулу С_ЭКВ., оказалось, что одними из самых сильных элементов по влиянию на прочность нормализуемой и отпускаемой стали являются Mo и Cu. По свойствам, придаваемым молибденом сталям, он аналогичен вольфраму, но в значительно большей степени увеличивает прокаливаемость стали и магнитные свойства, в особенности коэрцитивную силу.

Однако в ряде работ показано, что повышение содержания молибдена отрицательно сказывается на вязких свойствах нормализованных сталей. Введение в сталь Mo и Cu приводит к повышению сопротивления металла холодному растрескиванию при сварке и повышению вязкости металла в зоне термического влияния. К недостаткам молибдена относится его способность испаряться при нагреве.

Алюминий используется в качестве раскислителя стали и измельчает зерно аустенита за счет образования нитридов (в качестве модификатора для получения наследственно мелкозернистых сталей), а также для устранения явления охрупчивания металла из - за деформационного старения в процессе изготовления труб, соединительных деталей и при их эксплуатации (связывает свободный углерод и азот в частицы вторичной фазы). Рекомендуемое содержание его в штрипсовых сталях 0,02 - 0,06%. В качестве легирующей добавки способствует азотированию сталей. К недостаткам относится способность алюминия способствовать графитизации углерода в сталях, что затрудняет их механическую обработку и снижает прокаливаемость сталей.

Ниобий является карбидообразующим элементом и одним из основных элементов, сдерживающих рост аустенитного зерна при высокотемпературных нагревах и подавляющих процессы рекристаллизации деформированного аустенита. Замедляет рост аустенитного зерна при нагревах металла до 1050⁰С. Интенсивный рост аустенитного зерна в сталях с ниобием начинается при нагреве металла до 1150⁰. Ниобий является одним из самых эффективных упрочнителей твердого раствора. Задерживает выделение полигонального феррита, но не препятствует росту ферритных зерен. Ниобий образует карбонитриды в высокотемпературной области, начиная примерно с 1250⁰C (при охлаждении) и с температур примерно 850⁰С (при нагреве). Полное растворение карбонитридов ниобия при нагреве происходит при температурах 1150 - 1200⁰С. В штрипсовых сталях введение ниобия предназначено еще и для задержки роста зерна при сварке. Но к отрицательным свойствам ниобия относится разложение его нитридов при сварке с выделением азота в матрицу. При быстром охлаждении зоны сварного шва это приводит к охрупчиванию металла. Ниобий применяют в нержавеющих и кислотоупорных сталях для предупреждения интеркристаллитной коррозии;

Титан является эффективным карбидообразующим элементом. Обладает большим сродством к кислороду и азоту, образует один из самых тугоплавких нитридов, которые сдерживают рост аустенитного зерна. Температура полного растворения карбидов и нитридов в стали зависит от состава стали. Так, например, известно, что в стали с 0,05% Ti и 0,05% С температура полного растворения карбида титана составляет» 1050⁰С, а уже при содержании Ti 0,5% и С 0,5% полное растворение карбида не реализуется.Температуры растворения карбидов и нитридов титана, как и ванадия, сильно отличаются. В литературе указывается на целесообразность использования Ti+V для получения в малоуглеродистых низколегированных сталях мелкого зерна аустенита без использования низких температур конца прокатки, характерных для контролируемой прокатки. Использование комплексного легирования целесообразно для связывания азота титаном в высокотемпературные выделения, которые участвуют в задержке роста аустенитного зерна и процессов рекристаллизации аустенита. А ванадий в таком случае остается в твердом растворе и выделяется уже в феррите в процессе прокатки или после нее, например, при последующем отпуске металла титан образует прочное соединение и с серой. Введение титана в раскисленную сталь способствует переводу вытянутых сульфидных включений в глобулярные. Исследования влияния микролегирования Ti, V, Nb, Zr на стойкость низколегированных сталей типа Mn - Mo - V и Mn - Cr - Mo - V против сульфидного растрескивания в средах, содержащих сероводород, показали, что Nb или Nb+V не оказывают влияния на повышение стойкости против растрескивания. Легирование Ti существенно повышает критические напряжения сульфидного растрескивания, а наименьшую скорость коррозии и наводороживания наблюдали у стали типа Mn - Mo - V - Ti. Найболее эффективно с этой целью комплексное легирование стали Cu+Ti+РЗМ. Кроме того, перевод пластинчатых неметаллических включений в сферическую форму способствует повышению сопротивления толстолистового металла разрушению в направлении толщины проката. Добавка титана в сталь приводит к образованию существенно большего количества дисперсных частиц вторичной фазы, по сравнению с такой же концентрацией ниобия. Это объясняется меньшим стехиометрическим отношением и более низкой плотностью карбида титана. В связи с большей растворимостью карбида титана, чем ниобия, сталь с титаном может содержать больше углерода до образования грубых выделений карбида при высоких температурах. Но в то же время для предотвращения выделений грубых частиц карбонитридов в высокотемпературной области необходимо жестко соблюдать оптимальные концентрационные соотношения (Ti - C - N) и температуру аустенитизации. Аналогичное требование предъявляется и к ниобийсодержащим сталям. Влияние титана на вязкие свойства в зависимости от его концентрации в стали неоднозначно. Так, в ряде работ отмечается, что его содержание до 0,025% близко к оптимальному, при повышении содержания до 0,16% происходит снижение вязких свойств, которые повышаются при увеличении его концентрации до 0,4%.

Титан используется в штрипсовых сталях для эффективного связывания азота. Его содержание определяется неравенством Ti ³ 3,4 N. Нитриды титана не подвержены диссоциации в металле сварного шва и поэтому не происходит охрупчивания металла сварного соединения за счет азота.

В высокопрочных горячекатаных титановых низколегированных сталях содержание титана при пределе текучести 540 H/мм² может составлять 0,18 - 0,27%, а в СНУБ - сталях классов прочности Х60 - Х80, изготовленных контролируемой прокаткой, его содержание не превышает 0,02%.

Известно также, что титан существенно снижает отпускную хрупкость сталей, вызываемую сурьмой и фосфором. К недостаткам титана относится способность образовывать подкорковую пористость в слитках (из-за большого сродства к кислороду, азоту и образования стойких нитридов и оксидов), что приводит к большим потерям металла при обдирке металла

Ванадий является хорошим раскислителем и эффективным карбидообразующим элементом. Ванадий в твердом растворе задерживает перлитное превращение, увеличивает скорость зарождения полигонального феррита. За счет стабилизации аустенита ванадий снижает температуру бейнитного и мартенситного превращений. Поэтому его не рекомендуют вводить в сталь с игольчатым ферритом. Повышение содержания ванадия до 0,07% приводит к росту предела текучести практически по линейной зависимости (0,01% V увеличивает предел текучести примерно на 6 Н/мм² ). В безмолибденовых сталях повышение содержания ванадия свыше 0,15% приводит к снижению предела текучести. Молибден и медь задерживают выделение карбонитридов ванадия при охлаждении. Поэтому в таких сталях после нормализации для дисперсионного твердения необходимо проводить дополнительный отпуск. Карбонитриды ванадия начинают выделяться при охлаждении примерно с 1180⁰С. Поэтому при замедленном охлаждении такого металла в высокотемпературной области происходит образование и коагуляция частиц вторичной фазы, которые в дальнейшем уже не участвуют в дисперсионном твердении. С целью предотвращения выпадения частиц ванадия в аустените в сталь могут вводиться такие элементы как титан, алюминий, ниобий, которые связывают азот в высокотемпературной области и препятствуют образованию карбонитридов ванадия, позволяя таким образом выделиться ему в феррите. При нагреве ванадийсодержащих сталей выделение частиц карбонитридов происходит от температуры 550⁰С и выше с максимумом выделений при 700 - 800⁰С. Ванадий замедляет интенсивный рост аустенитных зерен при нагреве до температуры примерно 950⁰С. Совместное легирование стали V+Nb сдерживает рост аустенитного зерна при нагревах до 1050⁰С.

Хром является эффективным карбидообразующим элементом. Хром увеличивают степень упрочнения твердого раствора и снижают разупрочнение при отпуске. Хром повышает прочность, пластичность конструкционных сталей, особенно в сочетании с никелем, уменьшает склонность стали к перегреву, улучшает прокаливаемость, уменьшает склонность стали к перегреву, снижает критическую скорость закалки. При высокой концентрации хром придает сталям высокую окалиностойкость и антикоррозионные свойства (особенно стойкие в сталях с никелем). Равномерное распределение карбидов хрома в стали и их высокая твердость способствует приобретению высокой износостойкости хромистых сталей. При концентрации его в стали до 0,7% слабо влияет на стандартные характеристики и не изменяет соотношения структурных составляющих, несколько укрупняет зерно и снижает вязкость при повышении порога хладноломкости. При повышении концентрации свыше указанной интенсивно ухудшает вязкость и повышает порог хладноломкости.

Вольфрам является эффективным карбидообразующим элементом. Повышает прочность конструкционных и инструментальных сталей, измельчает зерно аустенита, уменьшает склонность сталей к перегреву, увеличивает коэрцитивную силу закаленной стали и препятствует ее старению. Повышенная концентрация вольфрама придает инструментальным сталям после термической обработки красностойкость. К недостаткам относится способность повышать склонность сталей к обезуглероживанию;

Кобальт является одним из наиболее эффективных легирующих элементов, повышающих теплостойкость и вторичную твердость сталей, уменьшает склонность стали к перегреву и способствует измельчению зерна, повышает жаропрочность, коэрцитивную силу и остаточную магнитную индукцию. Этот элемент усиливает устойчивость твердого раствора против разупрочнения при нагреве, повышая температуру начала a®g превращения (при ³5-6%), замедляет коагуляцию карбидов. Кобальт является одним из немногих легирующих элементов, который повышает температуру мартенситного превращения. В практике повышения стойкости металла штампов горячего деформирования против разгара легирование кобальтом используется давно (стали повышенной теплостойкости). Кобальт, как и никель, увеличивает подвижность дислокаций в металле, что способствует снижению локальных пиков напряжений и протеканию релаксационных процессов. Это снижает склонность высокопрочных сталей к хрупкому разрушению. К недостаткам кобальта относится склонность к обезуглероживанию стали и графитизации (при повышенной концентрации в стали). Кроме этого, металл, легированный кобальтом, имеет ряд свойств, снижающих его технологичность (понижает горячую пластичность и ковкость, усиливает обезуглероживание). Кобальт является также дорогим и дефицитным легирующим элементом.

Бор является одним из эффективных легирующих элементов по способности воздействия на уровень механических свойств металла изделий при минимальном расходовании легирующих элементов (особенно в комплексе с сильными КОЭ и РЗМ). К положительным качествам микролегирования сталей бором относятся: увеличение жидкотекучести и уменьшением за счет этого осевой пористости слитка, способность перераспределять вредные примеси в металле, очищать границы зерен, подавлять ликвацию серы, повышать прокаливаемость стали и т.д.

Эффект положительного воздействия бора на процессы структурообразования в сталях обусловлен прежде всего тем, что бор по сравнению с углеродом имеет больший атомный радиус и обладает большей поверхностной активностью по отношению к железу. Коэффициент диффузии бора при нагреве до температур 1100⁰С в 2-3 раза больше, чем у углерода. При переохлаждении аустенита образование зародышей новой фазы обычно происходит на тех участках границ зерен, где кристаллическая решетка является наиболее неупорядоченная и обладает под действием избыточной энергии максимальным числом дислокаций и вакансий, т.е. там, где условия для образования зародышей критических размеров и их последующего роста наиболее благоприятны. Поэтому бор концентрируется именно в таких дефектах решетки, а поскольку дефекты имеют меньшие размеры, чем атомы железа, концентрация атомов бора в таких местах не увеличивает, а уменьшает искаженность решетки, вследствие чего понижается уровень энергии решетки и вероятность зарождения новых фаз. Это способствует увеличению времени до начала выделения феррита, т.е. повышению прокаливаемости. При изучении тонкой структуры закаленных и отпущенных сталей с бором и без него было установлено, что борсодержащие стали имеют меньший размер блоков, микродеформаций, тонконеоднородную дислокационную субструктуру с меньшими размерами мартенситных кристаллов и более дисперсными и равномерно распределенными частицами вторичной фазы. Это обеспечивает более высокие уровни пластичности, вязкости и др. свойств.

В ряде работ приведены данные о том, что введение 0,0001% бора в сталь по влиянию на прокаливаемость эквивалентно микролегированию 1,33% никеля+0,31% хрома+0,04% молибдена. А добавка в сталь 0,0015-0,003% бора может заменить следующее количество легирующих элементов: 1,0-1,2% никеля+ 0,1-0,2% молибдена+0,300,4% хрома+0,2-0,7% марганца+0,12% ванадия и т.д. При этом оптимальным количеством бора, обеспечивающим повышение прокаливаемости стали, по данным разных исследователей является 0,0003-0,01%. Эффективно также введение в сталь бора для повышения предела пропорциональности. Упрочнение при этом достигается как непосредственно через образование сегрегаций на дислокациях и их блокировании, так и косвенно, вследствие создания непрерывного распада по всему объему переохлажденного металла. Зависимость сопротивления малым пластическим деформациям от концентрации бора имеет экстремум при»10^-3 % В (оптимальное количество»0,005% В). Известно, что после высокотемпературной закалки бор задерживает распад мартенсита и при этом увеличивает количество зародышей цементита в мартенсите.

Однако микролегирование сталей бором усложняет технологию получения металла практически на всех переделах и требует достаточно высокой культуры производства, что и является сдерживающим фактором его широкого использования. Кроме того, в работе указывается, что бор не улучшает пластичности и вязкости, а также технологических свойств стали.

Сера и фосфор являются вредными примесями в сталях, снижающими пластичность и содействующие развитию отпускной хрупкости. Сера вызывает явление красноломкости, а фосфор – хладноломкость. В атоматных сталях для получения высокой чистоты поверхности деталей при механической обработке в сталь вводят повышенную концентрацию серы и фосфора для получения хрупкой, хорошо отделяющейся стружки.

Литература:

1.Меськин В.С. Основы легирования стали.М.: Металлургиздат. 1950

2.Гудремон Э. Специальные стали. В 2-х томах. М.: Металлургия. 1966

3.Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969

4.Солнцев ЮП, Пряхин Е.И., Пирайнен В.Ю.Специальные материалы в машиностроении. Учебник для вузов.- С.-П., Химиздат, 2004.-640с

5. Машиностроение. Энциклопедия /Ред. совет К.В. Фролов и др. –М: Москва М38 Машиностроение. Стали. Чугуны. Т.П-2 / Г.Г. Мухин А.И. Беляков, Н.Н. Александров и др. Под общ. ред О.А. Банных. 2001.– 784 с.