Марочник сталей. 10Х2М

Химический состав в % стали 10Х2М
C	0,08 - 0,12
Si	0,17 - 0,37
Mn	0,4 - 0,7
Ni	до 0,3
S	до 0,02
P	до 0,02
Cr	2 - 2,5
Mo	0,6 - 0,8
Fe	~95

Электрошлаковая сварка стали марки 10Х2М: в тех случаях, когда нормализация или закалка оказываются неприемлемыми вследствие, например, возникновения деформаций в конструкциях или из-за отсутствия печей, необходимо выбирать стали с высокой стойкостью против перегрева при сварке. К таким сталям можно отнести стали 10Х2М, Х2М1, ХЗНМ. Их ударная вязкость на участке перегрева в состоянии после сварки, как правило, низка. Однако уже высокий отпуск, вызывающий коагуляцию частиц второй фазы, позволяет поднять ударную вязкость этого участка до требуемой величины. Металл участка перегрева отличается высокой стойкостью против хрупких разрушений, если он имеет высокодисперсную ферритно-бейнитную или бейнитную структуру без выделений избыточного феррита по границам зерен. Желательно также наличие элементов, которые наряду с участием в процессах структурообразования обладают высокой акцепторной активностью по отношению к вредным примесям в стали. Эти элементы не должны давать пограничных выделений, охрупчивающих металл.

Ударная вязкость чрезвычайно низка для сталей, микролегированных титаном, цирконием и ниобием. В условиях перегрева таких сталей на границах зерен образуются оксикарбонитридные и оксикарбосульфидные выделения, которые в сочетании с пленками и цепочками сульфидных включений резко охрупчивают металл. В то же время легирование стали ванадием благоприятно в оптимальных количествах (0,1 - 0,2%). Он образует в стали сложные оксисульфидные включения шаровидной формы, которые при перегреве не перераспределяются по границам зерен.

Процессы, протекающие при отпуске, также весьма важны для свойств металла в участке перегрева, в особенности не подвергнутого перекристаллизации. Углерод и легирующие элементы при отпуске перераспределяются между а-твердым раствором, цементитом и специальными карбидами. При пониженных температурах отпуска цементит обогащается легирующими элементами, при более высоких температурах образуются уже специальные карбиды по схеме: растворение цементита - выделение специального карбида. Карбиды, имеющие неблагоприятное строение и располагающиеся по границам зерен, например Мо₂С в сталях типа Х2М1, увеличивают хрупкость металла. Для подавления выделения таких карбидов обычно увеличивают скорость охлаждения соединений после отпуска. Охрупчивание металла участка перегрева может происходить и при таких температурах отпуска, когда значительная часть цементита растворяется в феррите, а специальные карбиды еще не выделяются. В результате а-твердый раствор обогащается углеродом и карбидообразующими элементами и приобретает повышенную твердость и пониженную пластичность и вязкость. Примером могут служить стали типа Х2ГМТ с повышенным содержанием углерода. Ударная вязкость участка перегрева в стали 30Х2ГМТ после сварки составляет 0,35 МДж/м² (3,5 кгсм/см²), после отпуска при 873 К (600° С) - 0,35 МДж/м² (3,5 кгс м/см²), при 923 К (650° С) - 0,2 - 0,25 МДж/м² (2-2,5 кгс м/см²), при 943 К (670° С) - - 0,1 МДж/м² (1 кгс м/см²). Последствия перегрева сталей такого типа могут быть устранены только последующей нормализацией (закалкой) и отпуском (М. П. Браун и др.).

Хладостойкость металла участка перегрева на среднелегированных сталях можно повысить, резко ограничив содержание в них вредных примесей и газов. Электрошлаковый переплав, например, увеличивает ударную вязкость зоны термического влияния в состоянии после отпуска и понижает порог хладноломкости.