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.
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.
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).
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.