17.12.2014

Содержание бора во многих современных конструкционных сталях незначительно (0,001-0,02%), что скорее соответствует понятию примеси, а не легирующей добавки. Применение борсодержащих сталей положило начало учению о микролегировании сплавов. Небольшие добавки бора вызывают значительное измельчение зерен, резкое улучшение прокаливаемости, повышение жаропрочности в результате упрочнения границ зерен боридами. Возрастает твердость и износостойкость, горячая пластичность слитков, улучшается свариваемость жаростойких аустенитных сталей. Кроме того, бор повышает критическую точку Ac3, и чем ниже содержание углерода, тем сильнее влияние бора (рис. 3). На положение нижней критической точки Ac1 бор влияния не оказывает.
Интересно влияние бора на кристаллизацию стали.
Бор в стали

Модифицирование бором увеличивает скорость зарождение центров кристаллизации, уменьшает степень переохлаждения стали и повышает скорость ее затвердевания, что особенно важно при повышении производительности непрерывной разливки стали. Согласно, введение бора до 0,1% резко снижает поверхностное натяжение стали. Этот эффект приводит к адсорбции бора на границах растущих зерен и замедлению линейной скорости роста кристаллов и, в соответствии с этим, к измельчению структуры. Зона столбчатой кристаллизации сокращается, структура становится однородной и мелкозернистой, улучшаются пластические свойства. Дальнейшее увеличение концентрации бора вызывает образование бористой составляющей эвтектического характера и охрупчивание.
Специфическое влияние бора на прокаливаемость связано с изменением в границах зерен. В.И. Архаров установил поверхностную активность (горофильность) бора относительно железа, Будучи растворен в малом количестве, бор распределяется неравномерно, сосредоточиваясь по границам зерен. Так как атомы бора меньше атомов железа, то бор, занимая свободные вакансии по границам зерен, не увеличивает, а уменьшает искаженность кристаллической решетки и тем самым повышает работу зародышеобразования новой фазы (в данном случае это феррит, который легче всего возникает в местах с наиболее искаженной кристаллической решеткой, обладающих наибольшим числом вакансий, т.е. по границам зерен и их стыках).
Известное влияние на торможение образований феррита по границам зерен в бористых сталях оказывает также прочность связей атомов B-C, которые замедляют обеднение границ зерен аустенита углеродом. Повышение содержания углерода в бористой стали оказывает нейтрализирующее влияние на ее прокаливаемость, что обусловлено образованием карбидов бора и карбоборидов. Переход бора по границам зерен из твердого раствора в химическое соединение снижает его влияние на прокаливаемость стали. Выпадение по границам зерен мелкодисперсной боридной фазы также способствует понижению прокаливаемости в результате искажения решетки и зародышевого действа мелких частиц этой фазы. Кроме того, увеличение содержания в стали углерода снижает возможное количество феррита, уменьшает зону влияния бора и тем самым эффективность его воздействия на прокаливаемость. Согласно рис. 4, наибольшее усиление прокаливаемости под влиянием бора наблюдается для низкоуглеродистой доэвтектоидной стали. Максимальная прокаливаемость наблюдается у стали, содержащей 0,8% С. Для заэвтектоидных сталей эффект влияния бора отрицательный. Для сталей с 0,4-0,75% С действие бора снижается пропорционально содержанию углерода в стали. Коэффициент усиления прокаливаемости углеродистых и низколегированных сталей (Fв) под влиянием бора может быть выражен уравнением
Fв = 1 + 1,5 (0,9 - %С).

Из этого выражения следует, что бор не влияет на прокаливаемость стали с содержанием углерода 0,9% и выше, но обладает значительной эффективностью в малоуглеродистой стали. Следует заметить, что несмотря на увеличение прокаливаемости, бор не оказывает влияния на образование трещин при закалке.
Бор в стали

Эффективность влияния бopa снижается и с возрастанием температуры нагрева под закалку. При повышенной температуре увеличивается растворимость бора и в результате поверхностной активности концентрация в граничных зонах увеличивается вплоть до значений, превосходящих максимально возможную растворимость бора в аустените с выделением избыточной фазы Fе2B . По этим же причинам наблюдается экстремальное влияние возрастающего содержания бора в стали на ее прокаливаемость. Увеличение содержания бора свыше 0,004% уже не сказывается на прокаливаемости и даже несколько уменьшает ее.
Интервал оптимальных концентраций бора весьма узок и в основном находится в пределах 0,001-0,0025%. В этих количествах действие бора эквивалентно действию присадки 1,33% Ni + 0,31%Сr + 0;04% Mo. Как указывается, действие 0,002% В на прокаливаемость равнозначно влиянию 1,5% Ni . Эквивалентное содержание бора различно для разных сталей и зависит от состава и соотношения элементов (табл. 2).
Бор в стали

Добавка бора к легированным сталям позволяет значительно снизить степень их легированности такими элементами, как хром, никель, марганец и молибден, при одновременном сохранении необходимого уровня прокаливаемости и других механических свойств. Добавка бора до 0,003% увеличивает предел упругости и позволяет создать новые борсодержащие рессорнопружинные стали 55ХГР и 55СГ2Р. Повышение содержания бора приводит к выделению боридной фазы и обеднению бором скоплений вокруг дислокаций, что снижает предел упругости.
Борсодержащие углеродистые стали с успехом заменяют марганцовистые, имеющие повышенную склонность к образованию трещин при термообработке. Замена марганцовистых сталей борсодержащими позволяет получить 10% экономии. По опыту Горьковского автомобильного завода добавка 0,002-0,005% В позволяет освободиться от дефицитных легирующих элементов - молибдена и никеля - и заменить дорогостоящую цементируемую сталь 20ХНМ, идущую на изготовление тяжелонагруженных деталей, более дешевой 20ХГР. Бористая сталь обладает более высокой прочностью и после цементации приобретает более высокую твердость. Цементированная поверхность содержит меньшее количество остаточного аустенита, что значительно повышает износоустойчивость и долговечность деталей из стали 20ХГР.
Кроме увеличения прокаливаемости адсорбционные слои бора затрудняют процесс растворения избыточных карбидов, например Сr23C6 в стали Х15Н25, при закалке и их выделение при старении. Образование адсорбционного слоя на границе раздела зерен сопровождается тем, что активные участки поверхностей раздела оказываются уже занятыми и процессы растворения карбидов при закалке, а также обратное выделение в результате миграции на внутренние поверхности при старении оказываются невозможными.
Легирование бором в пределах 0,4-0,7% аустенитных сталей с карбидным (Х18Н12Б) и интерметаллидным (10Х16Н25В5Ю2Т) упрочнением повышает прочностные свойства. Характеристики длительной прочности аустенитноборидных сталей при 650-700°С значительно превосходят таковые для аналогичных сталей без бора. Кроме того, для сталей с боридным упрочнением характерна высокая длительная пластичность, не уменьшающаяся с увеличением продолжительности испытаний. Высокая длительная пластичность аустенитно-боридных сталей (Х18Н12БР, Х15Н24В4Т2Р, 10Х16Н25В51 -02ТР) обусловлена высокой стабильностью структуры и свойств в процессе длительных выдержек при температурах 800-700 С.
Аустенитноборидные стали, в отличие от аналогичных сталей без бора, в результате более мелкого зерна и коагуляции упрочняющей фазы обладают высокой горячей пластичностью вблизи температуры солидуса. Эти стали благодаря наличию двухфазной аустенитно-боридной структуры не склонны к образованию горячих трещин в шве и околошовной зоне при сварке плавлением, борьба с которыми затруднительна при сварке жаропрочных аустенитных сталей. Так, легирование бором стали Х25Н2С8 в количестве 0,2-0,5% улучшает свариваемость, позволяет избавиться от околошовных горячих трещин, не снижая прочности при сохранении длительной пластичности.
Эффективность влияния бора на жаропрочные свойства сплавов объясняется упрочнением границ зерен боридами, образующимися в пограничных зонах. Растворимость бора в твердом растворе сплавов на основе железа незначительна. Вследствие горафильности бор скапливается у границ зерен, вызывает местное пересыщение твердого раствора и тем самым способствует образованию боридов на границах зерен даже при очень малой общей концентрации его в сплаве. При электронномикроскопическом исследовании тонкой фольги стали в ферритной оторочке по границам аустенитного зерна обнаружены бориды железа (Fe2B и FeB) уже при содержании в стали 0,0026% В. В легированных сталях по границам зерен бор образует сложные бориды типа (Mo, W, Cr, Ni)‘ х Bу и карбоборидные фазы (Cr, Fe)2 BC; (Cr, Fe)22 (В, С)6 и (Cr, Fe)23 (ВС)6. Таким образом, адсорбированная по границам зерен крипоустойчивая боридная фаза для малой толщины межзеренного вещества обеспечивает малые скорости ползучести.
Следует отметить, что влияние бора на изменение фазового состава легированных сталей заключается в основном в уменьшении растворимости легирующих элементов (например, хрома и вольфрама). Следовательно, легирование стали бором полезно только при малых его содержаниях, когда торможение пластической деформации, вызываемое выделением карбоборидных фаз, преобладает в упрочнении стали. При больших содержаниях бора значительная часть легирующих элементов, упрочняющих твердый раствор, связывается в карбоборидных фазах и поэтому не участвует в упрочнении твердого раствора. Наличие бора способствует некоторому перераспределению элементов. Так, присутствие бора в белом чугуне уменьшает растворимость хрома и марганца в цементите. В процессе отжига концентрация указанных элементов в цементите возрастает, бор при этом оказывает тормозящее влияние.
Существенный интерес представляет возможность улучшения деформируемости некоторых марок бористых сталей. Так, получение деформируемых нержавеющих сталей аустенитного класса ОХ18Н10РЗ и ОХ18Н6Г9РЗ, содержащих более 1,8% В, затруднено резким снижением пластичности, что исключает возможность горячей деформации в литом состоянии. Структуру этих сталей образуют хрупкие крупные бориды, напоминающие первичный цементит в заэвтектоидных белых чугунах.
Обработка такой стали в процессе кристаллизации ультразвуковыми колебаниями вызывает значительное измельчение боридной фазы во всех зонах слитка. Структура становится более однородной, что способствует повышению механических свойств и улучшению технологической пластичности. Появляется возможность ковки заготовок из стали, содержащей 3,5% В.
Недостаточно изучено в настоящее время распределение бора между фазами, особенно в сложнолегированных сталях. В системе Fe-B-Cr обнаружены фазы Fe2В и Сr2B, находящиеся в равновесии с чистым железом. Предел растворимости хрома в Fe2B составляет около 10%, а железа в Cr2B - около 60%. В системе Fе-B-Ni обнаружена фаза (Fе, Ni)2B. Соединения Fe2B и Ni2B образуют непрерывный ряд твердых растворов. Карбоборидная фаза найдена в системах Fe-B-Cr-C и Fe-B-Ni-С при 700°С, наиболее вероятный ее состав (Fe, Cr)23 (B,C)6. Соотношение атомных концентраций бора и углерода меняется от 0 до 2,5 в зависимости от содержания в сплаве бора, хрома и углерода. При повышении температуры карбоборидные фазы растворяются в аустените, остаются только бориды Fe2B И Cr2B.
В хромсодержаших сталях и сплавах в зависимости от содержания хрома и элементов, влияющих на изменении растворимости хрома, могут быть обнаружены бориды Сr2В и Cr5B3. Последний чаше находится в сплавах, содержащих алюминий, который уменьшает растворимость хрома. Борид Cr5B3 не содержит титана и алюминия. Высокой боридобразующей способностью обладает титан. Согласно, в стали ЭИ896 (10% Cr, 20%Ni 2-3% Ti и до 0,02% В) образуется борид титана Ti B2, а не борид хрома. По данным, большей, чем титан, боридобразующей способностью обладают вольфрам и молибден. При добавлении к стали ЭИ696 3% молибдена образуется борид на основе молибдена Me3B2. По данным химического анализа, металлическую основу составляют молибден, хром и примесь никеля. В стали ЭИ787, содержащей 3,0%W и не содержащей молибдена, также обнаружен борид (W,Cr который является фазой с широкой областью гомогенности с дефектом металлических атомов и практически не содержащей титана.
Снижение пластичности и ударной вязкости, укрупнение аустенитного зерна и способность его к росту при нагревании, а также возможность образования камчевидного излома представляют технические недостатки бористых марок сталей. Некоторые технологические мероприятия позволяют избежать указанных недостатков. Так, обработка бористых сталей ультразвуком и введение элементов, увеличивающих в структуре количество аустенита, повышают пластичность и ударную вязкость. Введение в сталь наряду с бором 0,02-0,03% Ti оказывает тормозящее воздействие на рост зерна при нагреве до 370°С. Увеличение содержания титана до 0,1-0,15% препятствует росту зерна во всем интервале температур нагрева (870-1200°С) при 1,5-часовой выдержке. Такое влияние титана можно объяснить барьерным действием различных его соединений, нерастворимых в аустените даже при очень высоких температурах.