Марочник сталей. 12ХМ

Химический состав в % стали 12ХМ
C	0,09 - 0,15
Si	0,15 - 0,3
Mn	0,4 - 0,7
Ni	до 0,25
S	до 0,025
P	до 0,03
Cr	0,4 - 0,6
Mo	0,4 - 0,6
Cu	до 0,2
Fe	~97

Электрошлаковая сварка стали 12ХМ и близких по свойствам: целесообразно применять стали с низкой склонностью к росту зерна при высоких температурах. Наиболее активно препятствуют росту зерна тугоплавкие соединения типа окислов, нитридов и карбидов. Стали с нитридами могут оказаться мало чувствительными к перегреву при электрошлаковой сварке, если в результате легирования, прокатки и термообработки они содержат большое количество мелкодисперсных (размером менее 500 А) частиц при наиболее полном связывании азота в нитриды. Хорошего результата можно достичь, подвергая стали перед сваркой термообработке в температурных интервалах наиболее интенсивного выделения мелкодисперсных и тугоплавких нитридов (И. Гривняк). Для выделения нитридов алюминия эта температурная область составляет 740-770° С и 640-660° С, карбонитридов титана - 900-920°С и 650-680° С, карбонитридов ниобия -770-780° С, карбонитридов ванадия - 700-750° С и 640-700° С, гексагональных нитридов ванадия - 700-780° С. Полученные таким образом мелкодисперсные нитриды (карбонитриды) не успевают полностью раствориться под воздействием термического цикла электрошлаковой сварки и активно препятствуют росту зерна по всей ширине зоны термического влияния вплоть до границы сплавления (рис. 9.3-9.5).

Склонность стали к росту зерна при электрошлаковой сварке могут уменьшить не только специально получаемые мелкодисперсные нитриды. Активные нитридо- и карбидообразующие элементы титан, цирконий и ванадий существенно влияют на процессы роста зерна и в сталях с обычным содержанием азота (рис. 9.6).

Однако не всегда сталь, мало склонная к росту зерна, обладает высокой стойкостью против хрупкого разрушения в зоне термического влияния.

 Следует избегать использования сталей, микролегированных, например, 0,05-0,12% циркония или титана. При электрошлаковой сварке такие стали резко охрупчиваются (рис. 9.7.) вследствие понижения ударной вязкости феррита, обогащенного азотом, титаном или цирконием после частичного растворения нитридов, а также загрязнения границ зерен перегретого металла скоплениями сложных оксикарбонитридных выделений и пленками и строчками сульфидных включений.

Наиболее высокими свойствами после перегрева обладают стали с нитридами алюминия. В качестве примера укажем, что на хромо-молибденовой стали с нитридами алюминия требуемые значения ударной вязкости металла участка перегрева сохраняются при температурах на 30-40° С более низких, чем на стали без нитридов (рис. 9.8).

Механические свойства сталей с нитридами заметно зависят от толщины металла и тепловых условий сварки.

Некоторое тормозящее действие на рост зерна могут оказать горофильные и уменьшающие скорость самодиффузии железа элементы, например, никель и марганец в хромомолибденовой стали.

Высокая ударная вязкость металла вблизи границы сплавления может быть получена и при крупном бывшем аустенитном зерне. Это происходит в тех случаях, когда сталь содержит элементы, благоприятно влияющие на другие последствия перегрева. Необходимо учитывать, что хладостойкость низколегированной ферритно-перлитной стали зависит от химического состава и размера зерна феррита и возрастает с увеличения дисперсности перлита и уменьшением его доли в структуре.

Наиболее сильно смещает критическую температуру хрупкости феррита в область низких температур никель (до 5%). Хром и марганец при содержании до 2% увеличивают ударную вязкость феррита, при большем количестве действие их ослабляется и может быть отрицательным. Положительное влияние оказывает также алюминий в количестве до 1,6%. Молибден и вольфрам обычно понижают ударную вязкость феррита.

Измельчение перлита происходит в тем большей степени, чем более сталь легирована элементами, повышающими устойчивость аустенита и смещающими его распад в область более низких температур, - марганцем и сильными карбидообразующими элементами - ванадием, молибденом, хромом и др. Важно то, что повышение температуры аустенитизации снижает критическую скорость охлаждения, благоприятствует появлению промежуточной структуры и увеличивает скорость промежуточного превращения аустенита. Поэтому вблизи границы сплавления можно получить мелкодисперсные структуры перлита или бейнита при меньшем легировании, чем в нормализованной стали. Высокая же дисперсность частиц второй фазы, характерная, например, для нижнего бейнита, заметно увеличивает хладостойкость металла.

Легирующие элементы сужают температурно-концентрационную область существования видманштеттовой структуры и ослабляют образование ее в участке перегрева. Этому же содействует ограничение количества углерода в стали (менее 0,1%). Полному устранению видманштеттовой структуры в соединениях, например, из сталей типа 12ХМ способствует дополнительное легирование марганцем, хромом или никелем до содержаний ~2%, ванадием >0,18%, титаном или цирконием >0,05%, вольфрамом >1,1 %. Подобные количества марганца, никеля, ванадия и циркония, а также 0,12% титана, понижая температуру превращения аустенита, подавляют выделение доэвтектоидного феррита по границам бывших аустенитных зерен.