Марочник сталей. 35Л
| Марка: 35Л (заменители: 30Л, 40Л, 45Л) Класс: Сталь для отливок обыкновенная Вид поставки: отливки ГОСТ 977-88. Использование в промышленности: станины прокатных станов, зубчатые колеса, тяги, бегунки, задвижки, балансиры, диафрагмы, катки, валки, кронштейны и другие детали, работающие под действием средних статических и динамических нагрузок. |
| Химический состав в % стали 35Л | ||
| C | 0,32 - 0,4 |  |
| Si | 0,2 - 0,52 | |
| Mn | 0,4 - 0,9 | |
| Ni | до 0,3 | |
| S | до 0,045 | |
| P | до 0,04 | |
| Cr | до 0,3 | |
| Cu | до 0,3 | |
| Fe | ~97 | |
| Зарубежные аналоги марки стали 35Л | |||
| США | Gr1, J03502 | Германия | 1.0552, GS-52, S355JRC |
| Япония | SC480, SCC | Франция | 280-480M |
| Англия | 161-480, A2 | Китай | ZG270-500, ZGD290-510 |
| Болгария | 35LI, 35LII | Венгрия | Ao500, Ao500FK |
| Польша | L500, LII500 | Румыния | OT500-1, OT500-3 |
| Чехия | 422650 | Финляндия | G-26-52, G-30-57 |
| Норвегия | Sst520 | ||
| Свойства и полезная информация: |
| Термообработка: Нормализация 860 - 880oC, Отпуск 600 - 630oC. Твердость материала: HB 10 -1 = 137 - 229 МПа Температура критических точек: Ac1 = 730 , Ac3(Acm) = 802 , Ar3(Arcm) = 795 , Ar1 = 691 Свариваемость материала: ограниченно свариваемая. Способы сварки: РДС, АДС под газовой защитой, ЭШС. Рекомендуется подогрев и последующая термообработка. Флокеночувствительность: не чувствительна. Склонность к отпускной хрупкости: не склонна. Обрабатываемость резанием: в термообработанном состоянии при HB 160 К υ тв. спл=1,2 и Кυ б.ст=0,9 Температура начала затвердевания, °С: 1480-1490 Показатель трещиноустойчивости, Кт.у.: 0,8 Склонность к образованию усадочных раковин, Ку.р.: 1,2 Жидкотекучесть, Кж.т.: 1,0 Линейная усадка, %: 2.2 - 2.3 Склонность к образованию усадочной пористости, Ку.п. 1,0 |
| Механические свойства стали 35Л | |||||||
| Режим термообработки | Сечение, мм | σ0,2 (МПа) | σв(МПа) | δ5 (%) | ψ % | KCU (Дж / см2) | НВ (HRC∂) |
| не менее | |||||||
| Нормализация 860-880 °С. Отпуск 600-630 °С Закалка 860-880 °С. Отпуск 600-630 °С Отжиг 850 °С, печь Отжиг 950 °С, печь | До 100 До 100 30 | 280 350 255 | 500 550 530 | 15 16 19 22 | 25 20 34 39 | 35 30 49 64 | --- --- 146 143 |
| Механические свойства стали 35Л в зависимости от сечения литой заготовки | |||||||
| Толщина отливки, мм | Место вырезки образца | σ0,2 (МПа) | σв(МПа) | δ5 (%) | ψ % | KCU (Дж / см2) | HB |
| Нормализация 860-800 °С, воздух до 300-350 °С, затем выдержка 2 ч при 300-350 °С. Отпуск 600-620 °С, выдержка 3 ч, охлаждение 1 ч в печи до 500 °С, затем на воздухе. | |||||||
| 10 30 50 100 200 | Ц Ц К Ц К | 235-275 235-295 290-450 245-250 245-250 275-295 295-310 | 550-590 540-570 570-590 400-520 350-510 530-550 560-590 | 22-28 23-28 22-27 13-20 13-20 13-18 17-27 | 28-43 33-42 56-64 16-25 16-25 14-28 19-40 | 50-78 57-66 64-98 34-41 34-54 98-131 101-117 | 143-156 137-156 154-186 143-156 136-156 163-170 163-196 |
| После нормализации и отпуска закалка 860-870 °С, масло. Отпуск 620-630 °С, выдержка 3 ч, воздух | |||||||
| 10 30 50 100 200 | Ц Ц К Ц К | 330-370 365-400 365-550 345-365 345-380 300-330 300-335 | 620-660 610-640 590-640 560-580 570-600 550-580 550-600 | 24-28 23-29 22-31 24-29 22-33 16-25 18-26 | 44-49 47-57 33-66 28-48 36-58 21-34 25-36 | 73-94 83-103 104-169 76-108 76-96 70-94 68-98 | 162-206 156-187 162-178 170 170 156-170 156-170 |
| Ударная вязкость стали 35Л KCU, (Дж/см2) | |||||
| Т= +20 °С | Т= -20 °С | Т= -40 °С | Т= -50 °С | Т= -60 °С | Термообработка |
| 28 37 57-66 83-104 | 14 28 31-50 41-87 | 10 26 23-45 50-69 | 8 18 --- --- | --- --- 10-34 43-61 | Без термообработки Отжиг 860 °С Нормализация 860-880 °С, воздух до 300-350 °С, затем выдержка 2 ч при 300-350 °С. Отпуск 600-620 °С, выдержка 3 ч, охлаждение 1 ч в печи до 500 °С, затем на воздухе. После нормализации и отпуска закалка 860-870 °С, в масле. Отпуск 620-630 °С, выдержка 3 ч, воздух |
| Предел выносливости σ-1 =216 МПа при σ0,2 =270 МПа, σв =490 МПа, НВ 137-166 | |||||
| Физические свойства стали 35Л | ||||||
| T (Град) | E 10- 5 (МПа) | a 10 6 (1/Град) | l (Вт/(м·град)) | r (кг/м3) | C (Дж/(кг·град)) | R 10 9 (Ом·м) |
| 20 | 2.12 | 53 | 7830 | 172 | ||
| 100 | 2.06 | 11.1 | 51 | 470 | 223 | |
| 200 | 2.01 | 12 | 49 | 491 | 301 | |
| 300 | 1.92 | 12.9 | 45 | 512 | 394 | |
| 400 | 1.76 | 13.5 | 42 | 533 | 497 | |
| 500 | 1.63 | 13.9 | 39 | 554 | 623 | |
| 600 | 1.51 | 14.5 | 35 | 580 | 771 | |
| 700 | 1.31 | 14.8 | 31 | 613 | 935 | |
| 800 | 1.18 | 11.9 | 27 | 710 | 1115 | |
| 900 | 12.5 | 27 | 701 | 1154 | ||
Расшифровка стали 35Л: буква Л в конце означает, что перед нами литейная сталь, а цифра 35 свидетельствует о содержании 0,35% углерода.
Структура и особенности стали марки 35Л: среднеуглеродистая литая сталь 35Л без термообработки обычно имеет феррито-перлитную структуру с видманштеттовым (ориентированным) распределением феррита и наличием ферритной сетки по границам бывших аустенитных зерен (рис. 137, а). После нормализации от 850- 870° С, а также после нормализации и высокого отпуска при 620-640° С видны остатки неравномерного ориентированного распределения феррита в виде крупных выделений и остатков сетки. После нормализации от температуры 850-870° С с последующим улучшением литая сталь характеризуется также большой структурной неоднородностью. Применение высокотемпературной нормализации от 950-970° С или нормализации от 950-970° С с последующим улучшением позволяет значительно измельчить феррит, ликвидировать его ориентированность, уменьшить общую неоднородность структуры.
Рентгенографическим исследованием показано, что после фазовой перекристаллизации с нагревом выше Ac3 до 850-870° С обычно восстанавливается исходная внутризеренная ориентировка. Только после высокотемпературного нагрева до 920-960° С полностью ликвидируется наследственная текстура.
Непосредственные наблюдения структурных изменений при нагреве до 1000° С стали 35Л в высокотемпературном микроскопе показали, что в интервале 720-800° С проходит фазовая перекристаллизация, сопровождающаяся образованием большого количества новых границ внутри ферритных игл и перлитных колоний. В интервале 900-930° С вместо большого количества мелких зерен возникают крупные зерна. После 960° С наблюдается быстрый собирательный рост и образование крупных зерен. Однако только при температурах выше 1050° С средний размер зерен аустенита близок к размеру крупного исходного зерна литой стали.
Зарождение аустенита происходит как внутри ферритных игл на субграницах, так и в перлитных колониях на межфазных границах феррита и карбида. При нагреве выше 850° С проходят процессы миграции границ зерен аустенита, которые возникли при фазовом превращении на месте перлитных колоний. Эти зерна аустенита растут за счет поглощения полигонизованных ориентированных зерен, возникших в игольчатом феррите. Разрушение внутризеренной текстуры в литой углеродистой стали происходит в результате миграции границ и собирательной рекристаллизации аустенита, возникшего в перлитных колониях.
По видимому, при нагреве до 900-930° С проходят также процессы растворения карбидных частиц и примесных фаз литой стали, задерживающих процессы рекристаллизации. Следующая за высокотемпературным нагревом повторная нормализация или закалка с температур лишь немного выше Ас3 (850° С) обеспечивает повышение однородности и измельчение структуры литой стали. В результате такой обработки значительно повышаются характеристики размерной стабильности и механических свойств металла.
Наиболее высокие значения характеристик сопротивления микропластическим деформациям (предела упругости и релаксационной стойкости) и механических свойств получены на образцах, которые были подвергнуты нормализации при 950-970° С перед окончательной термообработкой. Относительно более низкие свойства имели образцы после обычной нормализации при 850-870° С. Особенно эффективна высокотемпературная термообработка образцов после литья для повышения предела упругости, релаксационной стойкости и характеристик пластичности. При этом после одинаковых режимов окончательной термообработки в образцах, подвергнутых предварительной высокотемпературной нормализации в сравнении с обычной обработкой, свойства возрастают: предел упругости на 10-30%, релаксационная стойкость на 20-100%, характеристики пластичности на 50-100%. При одинаковой пластичности (б~8%, - 16%) после нормализации при 950-970° С и улучшения предел упругости образцов составляет 64-66 кгс/мм2, а после нормализации с 850-870° С с последующим улучшением предел упругости не превышает 50 кгс/мм2.
Микропластические деформации в доэвтектоидной стали развиваются прежде всего в отдельных зернах избыточного феррита как наименее прочной структурной составляющей стали. Влияние размера ферритной составляющей на сопротивление микропластическим деформациям аналогично рассмотренному выше (гл. II) влиянию размера зерна на релаксационную стойкость стали: чем меньше размер ферритной составляющей и равномерное ее распределение в структуре, тем выше предел упругости и релаксационная стойкость литой стали.
Таким образом, применение предварительной термообработки, приводящей к измельчению структуры и повышению ее однородности, позволяет обеспечить оптимальное сочетание свойств литых стальных деталей для точного машиностроения и приборостроения.
Сопротивление микропластическим деформациям стали 35Л: механические свойства исследовали на образцах, изготовленных из литых заготовок конусной и клиновидной формы. По микроструктуре определяли среднюю пористость или загрязненность образца включениями в объемных процентах, средний диаметр пор (включений) D, а также удельную поверхность пор (включений). Термическую обработку образцов для исследования механических и релаксационных свойств производили по двум режимам:
1) нормализация при 880-900° С, выдержка при температуре нормализации 3 ч и высокий отпуск при 620-640° С 3 ч;
2) ступенчатый отжиг и улучшение: отжиг при 1200- 1230° С 3 ч, охлаждение с печью до 550° С + отжиг при 950° С 3 ч, охлаждение с печью до 550° С + закалка с температуры 850-870° С в масле и высокий отпуск при 620-640° С 3 ч.
Первый режим наиболее распространен в практике производства стальных отливок, второй - рекомендован С. В. Белынским.
Исследования показали, что сталь, выплавленная по общепринятой технологии, содержала неметаллические включения главным образом III типа с удельной поверхностью в пределах 12-18 мм-1 при Dвкл=5 мкм.
Видно, что механические свойства и релаксационная стойкость понижаются с увеличением пористости стали.
Релаксационная стойкость при комнатной температуре при относительно небольшом среднем диаметре пор практически мало зависит от пористости. С повышением температуры испытаний возрастает влияние пористости стали на релаксационную стойкость. При температуре 150° С релаксационная стойкость значительно понижается с увеличением пористости, начиная с Sпop>=5 мм-1 (0,2 объемного процента). При 350° С релаксационная стойкость понижается при появлении практически любой минимальной пористости.
Исследования показали, что релаксационная стойкость в значительной степени зависит от средней величины пор. При одних и тех же значениях Snop и объемного процента пор релаксационная стойкость резко понижается с увеличением среднего диаметра пор Dnop. При наличии относительно крупных пор (Dnop= 35 мкм) релаксационная стойкость уже при комнатной температуре понижается при незначительном значении Sпор. Следовательно, при развитии осевой пористости в отливках, обычно характеризующейся увеличенными значениями среднего размера пор (Dnop), металл имеет низкую релаксационную стойкость.
Крупные поры, ослабляя сечение металла и создавая условия для неоднородного и неодновременного прохождения пластической деформации, понижают показатели сопротивления как макро-, так и микропластической деформации. Понижение релаксационной стойкости с увеличением пористости при повышенных температурах, по-видимому, связано с ускорением диффузионных процессов вследствие увеличения дефектности металла.
При отсутствии заметных макро- и микропор понижение релаксационной стойкости стали с увеличением количества неметаллических включений связано с большой разницей в значениях коэффициентов линейного расширения неметаллических включений и основного металла и возникающими при этом термическими микронапряжениями. Механизм воздействия микронапряжений на релаксационную стойкость в сплавах с резко различающимися коэффициентами линейного расширения рассмотрен. Как показано выше, ТЦО позволяет практически ликвидировать неблагоприятное влияние включений на релаксационную стойкость литой стали.
Электрошлаковая сварка стали 35Л: если в свариваемой стали содержание углерода превышает 0,25%, следует использовать проволоки Св-08ГС и Св-08ГА. Например, изделия из сталей марок 25 и 35 сваривали с применением проволоки Св-08ГА диаметром 3 мм и флюса АН-8М. Данные о химическом составе (%) металла шва и механических свойствах сварного соединения приведены в табл. 9.3 и 9.4.
Металл толщиной 90 мм сваривали двумя электродными проволоками диаметром 3 мм со скоростью 2 м/ч, при этом скорость подачи электродов равнялась 350 м/ч, величина сварочного тока 750 А, напряжение сварки 55 В.
При сварке плавящимся мундштуком сварочный ток равен сумме тока при плавлении электродной проволоки и тока при плавлении мундштука со скоростью сварки.
С целью поддержания скорости сварки ниже критической, при которой образуются горячие трещины, скорость подачи электродной проволоки ограничивают. Так, при сварке стали 35Л толщиной 350 мм рекомендуемая скорость подачи проволоки 120-130 м/ч. Другие рекомендуемые технологические условия сварки: напряжение 46-48 В, проволока Св-10Г2, пластина мундштука из стали 30ХГСА, флюс АН-8. Исследованиями установлено, что долевое участие в металле шва составляет: 40% электродной проволоки, 50% основного металла, 10% пластины мундштука.
В табл. 9.5 приведен химический состав (%) сварочных материалов, основного металла и шва, в табл. 9.6 - механические свойства сварных соединений при различных видах термообработки. Использованные сварочные материалы в сочетании с правильным выбором режимов сварки и термообработки позволили получить при сварке стали 35Л соединение, равнопрочное с основным металлом.
При сварке сталей, содержащих 0,3-0,5% С, повысить прочность шва удается увеличением в нем доли основного металла. Естественно, что скорость подачи электродной проволоки должна уменьшаться ввиду опасности образования кристаллизационных трещин. Так, для проволоки диаметром 3 мм скорость подачи должна находиться в пределах 160-180 м/ч.
Найти металлопрокат 35Л
