Сталь марки 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

Дополнительная информация и свойства

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 D_вкл=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 S_пop>=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 S_nop и объемного процента пор релаксационная стойкость резко понижается с увеличением среднего диаметра пор D_nop. При наличии относительно крупных пор (D_nop= 35 мкм) релаксационная стойкость уже при комнатной температуре понижается при незначительном значении S_пор. Следовательно, при развитии осевой пористости в отливках, обычно характеризующейся увеличенными значениями среднего размера пор (D_nop), 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 приведены в табл. 9.3.

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.