/
Текст
Handbuch der
Sonderstahlkunde
Von
Eduard Houdremont
Dritte verbesserte Auflage
Zweiter Band
1956
Springer-Verlag • Berlin / Gottingen / Heidelberg
Verlag Stahleisen m. b. H., Dusseldorf
П93
Э. Гудремон
Специальные
стали
Издание второе
сокращенное и переработанное
ПЕРЕВОД С НЕМЕЦКОГО
Под редакцией чл.-корр. АН СССР А. С. ЗАИМОВСКОГО,
проф. докт. техн, наук М. Л. БЕРНШТЕЙНА
и проф. докт. техн, наук В. С. МЕСЬКИНА
Том второй
Издательство «Металлургия»
Москва 1966
СОДЕРЖАНИЕ
IV. ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ (продолжение)
Д. Вольфрамовая сталь (перев. Г. Л. Лившица) _______-..........-.... 745
1. Общая часть ....................-..........«.«....«........ 745
а. Система железо — вольфрам.....«.....«.......«........ 745
б. Железовольфрамовые сплавы, содержащие углерод ........747
2. Вольфрам в инструментальной стали ......................... 753
а. Вольфрамовые стали ............................. 753
б. Хромовольфрамовые стали ......................... 755
3. Вольфрам в конструкционной машиностроительной стали -.«.... 762
а. Улучшаемая сталь .............................. 762
б. Вольфрам в цементуемой стали ........................ 768
4. Применение вольфрама в стали с особыми физическими и хими-
ческими свойствами ................. «.«.......«.......... 769
5. Некоторые данные о влиянии вольфрама при изготовлении и обра-
ботке стали ................................................ 772
Е. Молибденовая сталь (перев. Г. В. Эстулина) ..............-.......773
1. Общая часть ......................................... 773
а. Система железо — молибден............................ 773
б. Сплавы железо — молибден, содержащие углерод ........ 775
в. Молибден в железохромоникелевых сплавах ............. 785
2 Молибден в инструментальной стали ........................ 786
3. Молибден в конструкционной стали.......................... 791
а. Улучшаемые стали .............................. «.. 792
б. Теплоустойчивые конструкционные стали ............ 801
в. Общие соображения о выборе состава легированной улуч-
шаемой стали ..........................................804
г. Молибден в цементуемой стали ........—................ 813
д. Общие соображения о выборе состава легированной цемен-
туемой стали .......«................................ 816
4. Молибденовые стали с особыми физическими свойствами ...... 820
5. Молибден в сплавах, устойчивых против коррозии ............ 822
6. Некоторые данные о влиянии молибдена при производстве и обра-
ботке стали .....„.......................... „.......... 825
Ж. Ванадиевые стали (перев. Ю. А. Геллера) ........................ 827
1. Общая часть ...........«........«........................ 827
а. Система железо — ванадий ........................... 827
б Железованадиевые сплавы, содержащие углерод ........... 828
2. Ванадий в инструментальных сталях.........«.............. 836
3. Быстрорежущие стали .........«........................... 840
а. Классификация быстрорежущих сталей ................. 840
а. Стали высокой производительности ............. 840
р. Стали средней производительности .............. 843
у. Стали пониженной производительности ............ 843
' , б. Влияние легирующих элементов в быстрорежущей стали ... 843
в. Структура быстрорежущей стали ................ «.... 851
а. Структура в литом состоянии ................... 851
742
СОДЕРЖАНИЕ
р. Изменения структуры при термической обработке...854
у. Природа карбидов быстрорежущих сталей ........ 859
г. Производительность резания и влияние на нее термической
обработки, твердости и вязкости........................ 961
а. Температура закалки .......................... 862
Р- Продолжительность выдержки при нагреве........ 862
у. Охлаждающие среды .........„.................. 865
6. Отпуск .........................„............. 866
е. Твердость .................................... 868
g. Вязкость ................................... 869
д. Горячая механическая и термическая обработка быстроре-
жущей стали ........................................... 871
4. Режущие сплавы (стеллиты, твердые сплавы и дисперсионно твер-
деющие сплавы) ............................................ 879
а. Стеллиты .............. ........................ 879
б. Твердые сплавы ................................ 882
а. Литейные сплавы .............................. 882
р. Спекаемые сплавы .......................... 883
у. Спекаемые твердые сплавы, устойчивые против кор-
розии ...................................... 889
б. Твердые сплавы, устойчивые против окисления .. 889
в. Режущие сплавы, подвергаемые дисперсионному твердению 891
5. Ванадий в конструкционных сталях ......................... 891
а. Общая часть ..................................... 891
б. Улучшаемые стали .................................. 892
в. Свойства ванадиевых конструкционных сталей при низких
и высоких температурах .............................. 899
г. Ванадий в цементуемых сталях ....................... 926
6. Влияние ванадия на физические и химические свойства стали... 928
7. О влиянии ванадия при производстве и обработке стали ..... 929
3. Кобальтовые стали (перев. Ю. А. Геллера) ...................... 930
1. Общая часть .............................................. 930
а. Система железо — кобальт ........................... 930
б. Железокобальтовые сплавы, содержащие углерод ....... 931
в. Сплавы железо — кобальт — вольфрам, железо — кобальт —
молибден и железо — кобальт — ванадий ...........-..... 935
2. Кобальт в инструментальных сталях ...................... 943
а. Кобальтовые инструментальные стали ............... 943
б. Общие соображения о выборе легирующих элементов для
инструментальных сталей ............................. 947
3. Кобальт в конструкционной стали .......................... 951
а. Общая часть ...................................... 951
б. Кобальт в жаропрочных сталях ....................... 951
в. Кобальт в цементуемых сталях ....................... 954
4. Применение кобальта в сталях с особыми физическими и химиче-
скими свойствами ....................................... „.. 955
а. Физические свойства. Общая часть. Магнитно-мягкие сплавы 955
б. Стали для постоянных магнитов..................... 962
а. Кобальтовые магнитные стали, закаливаемые на мар-
тенсит ....................................... 962
р. Дисперсионно твердеющие магнитные сплавы, содер-
жащие кобальт ............................ 966
в. Химически устойчивые сплавы ...................... 969
5. Влияние кобальта при выплавке и обработке стали .......... 970
И. Кремнистые стали (перев. А. Г. Рахштадта) .................................... 970
I. Общая часть ............................................ 970
а. Система железо — кремний ........................... 970
б. Углеродсодержащие сплавы железа с кремнием ......... 972
2. Кремний в инструментальных сталях ........................ 977
3. Кремний в конструкционных сталях ........................ 980
а. Общая часть......................................... 980
б. Кремнистые строительные и улучшаемые стали ......... 982
в. Кремний в цементуемых сталях ....................... 990
СОДЕРЖАНИЕ
743
4. Кремний в сплавах, стойких против коррозии .....~........ 991
а. Коррозионная стойкость против кислот ............. 991
б. Стойкость против коррозии при высоких температурах . 996
5. Кремнистые стали с особыми физическими свойствами ....... 999
6. Влииние кремния при производстве и обработке стали ......1016
К. Алюминий в стали (перев. А. Г. Рахштадта) ................... 1018
1. Общая часть................................................1018
а. Система железо — алюминий ..........................1018
б. Сплавы железо—алюминий—углерод ......................1020
в. Система железо—никель — алюминий ...................1026
2. Алюминий в инструментальных и конструкционных сталях ....1027
3. Влияние алюминия на физические свойства стали ...........1033
а. Общая часть ...................................... 1033
б. Магнитномягкие сплавы, содержащие алюминий .........1035
в. Сплавы для постоянных магнитов, содержащие алюминий ...1038
4. Алюминий в сталях с особыми химическими свойствами ......1045
5 Влияние алюминия при производстве и обработке стали.......1047
Л Медь в стали (перев. М. С. Ароновича) ..........................1049
1. Общая часть ............................................ 1049
а Система железо — медь ............................. 1049
а. Дисперсионное твердение после охлаждения из а-об-
ласти ............................................1051
р. Дисперсионное твердение после охлаждения ,из т-об-
ласти ....................................... 1052
б. Сплавы железо — медь — углерод ................... 1053
2. Медь в инструментальных и конструкционных сталях ...1054
3. Медь в цементуемых сталях ...............................1063
4. Медь в сталях с особыми химическими составами ...........1064
5. Изменения физических свойств железных сплавов под влиянием
меди ..................................................... 1068
а. Сплавы высокой начальной проницаемости .............1069
б. Изопермы ...........................................1070
в. Сплавы для постоянных магнитов ................... 1074
а. Сплавы, богатые медью ........................1074
р. Сплавы, бедные медью и богатые железом........1075
6 Влияние меди при выплавке и обработке стали .;.............1076
М Кислород в стали (перев. Ф. П. Бутра) ..........................1078
1. Система железо — кислород .............................. 1078
2 Влияние кислорода на свойства стали .......................1081
а. Влияние растворенного кислорода .....................1081
б. Влияние оксидных включений ..........................1084
3. Магнитные свойства железокислородных соединений ..........1089
Н Азот в стали (перев. Ф. П. Бутра) ..............................1095
1. Общая часть ............................................ 1095
а. Система железо — азот ............................ 1095
б Углеродсодержащие сплавы железа с азотом ............1099
2 Влияние малых количеств азота на свойства стали ..........1099
а. Процессы дисперсионного выделения ..................1099
б. Старение ...........................................1105
в Межкристаллитная коррозия под напряжением ...........1113
3 Азот как легирующий элемент...............................1116
4 Повышение поверхностной твердости путем азотирования .....1119
а. Общие замечания ....................................1119
б. Азотируемые стали в технике ........................1120
в Свойства азотированного слоя ........................1123
а. Глубина азотирования ....................... 1123
Р. Твердость ....................................1126
у. Коррозионная стойкость .......................1127
б. Влияние азотирования на циклическую прочность ...1127
г Технология азотировании ..............................ИЗО
744
содержание
д. Указания о применении азотирования ...................ИЗО
е. Повышение поверхностной твердости путем одновременного
насыщения азотом и углеродом ...........................1131
5. Роль азота при выплавке и обработке стали ............... 1135
О. Водород в стали (перев. Ф. П. Бутра) ..................-........1137
1. Растворимость, диффузия и способность к проникновению водо-
рода в сплавах железа и в стали...............................................1137
2. Влияние поглощения водорода на механические свойства стали ...1142
3. Влияние водорода как легирующего элемента .................................Н50
4. Водород как причина пороков стали .........................................П51
а. Травильные пузыри ............................................... 1151
б. Теневые полосы ...............................................-•••••И52
в. Образование флокенов ............................................ 1153
г. Обезуглероживание _______......-................................. П64
д. Транскристаллитное коррозионное растрескивание под на-
пряжением .............................................................Н65
5. Влияние водорода при выплавке и обработке стали...........................П67
П. Фосфор и сера в стали (перев. И. П. Липилина) .................................1170
1. Фосфор ................................................................. 1170
2. Сера .................................................................. 1179
Р. Свинец в стали (перев. И. П. Липилина) .........................................^187)
С. Титан в стали (перев. И. П. Липилина) ...........................................1192
1. Система железо — титан .............-.....................................1192
2. Дисперсионно твердеющие (стареющие) титановые сплавы .....................1193
3. Титан в углеродсодержащих сплавах железа .................................1197
4. Замечания о влиянии титана при производстве и обработке стали1206
Т. Ниобий и тантал в стали (перев. И. П. Липилина) ..............................1207
У. Бор в стали (перев. И. П. Липилина) ..............................................1214
1. Общая часть.............................................................. 1214
2. Практическое применение бора для легирования сталей .......................1217 >
Ф Церий и редкие земли (мишметалл), кальций, цирконий и магний в
стали (перев. И. П. Липилина) ....................................................1222
X. Олово, мышьяк, сурьма, селен и теллур в стали (перев. И. П. Липилина^ГН^
Ц. Сплавы железа с некоторыми другими элементами (бериллием, плати-
ной, палладием, цинком, ураном, серебром, золотом) (перев. И. П. Ли-
пилина) ...................................-.....................................................1227
Ч. Дополнение (перев. И. П. Липилина) ................................................1233
Ш. Заключение (перев. И. П. Липилина) ................................................1237
Дополнительная литература .............................................1240
Предметный указатель ............................................. 1243
IV. Легированные стали
(Продолжение)
Д. Вольфрамовая сталь
1. Общая часть
а. Система железо — вольфрам
Хром, молибден и вольфрам принадлежат к одной группе периоди-
ческой системы и кристаллизуются с образованием кубической объемно-
центрированной решетки. Поэтому в сплавах железа с молибденом
и вольфрамом можно ожидать те же закономерности, что и в системе
железо — хром.
На рис. 582 приведена бинарная диаграмма железо — вольфрам,
разработанная Сайксом и Ван-ГорномОбласть гомогенного у-раствора
замыкается при 1100° С и около 3% W.
g-фаза (FesW2) весьма стабильна при всех температурах и всегда
встречается в обычном ферровольфраме; е-фаза (FesW) стабильна толь-
ко ниже 1040° С и распадается при 1040° С перитектически на феррит и
g-фазу. Ниже 1040° С е-фаза выделяется весьма замедленно. Некото-
рые исследователи вообще оспаривают существование е-фазы. Арнфельт
и Вестгрен 1 2 предполагают наличие фазы Fe7We, изоморфной соединению
кобальт — вольфрам (Co7We). Гольдшмидт3 в области 17—33% (атомн.)
W [или 40—65% (по массе) W] установил существование трех структур
различного типа, которые представляют собой модификации g-структуры,
однако четко различаются. Ни одна из фаз не соответствует е-фазе. При
1000° С в качестве стабильной фазы скорее можно рассматривать соеди-
нение Fe7Ws, обозначаемое g' и образующееся в обезуглероженной быст-
рорежущей стали с 18% V/, 4% Сг и 1% V. Остается неясным, не сле-
дует ли говорить о тождественности g'-фазы и е-фазы Гольдшмидта3
Железовольфрамовые сплавы как и железохромистые, можно разде-
лить на сплавы, имеющие уa-превращение (перлитные сплавы, со-
держащие углерод), полуферритные и ферритные; последние, однако,
практического применения не имеют.
Благодаря наличию гетерогенной области а + g или а + е (рис. 582)
появляется возможность старения. При охлаждении сплавов с 7—30% W
от 1460° С до комнатной температуры образуется пересыщенный раствор,
из которого при отпуске выпадает е- или g-фаза. При этом происходит
изменение свойств, характерное для процесса старения. На рис. 583
показано, что максимальная твердость достигается при температуре от-
пуска ~800°С. Такие сплавы теряют твердость только после нагрева
выше 900° С. Поэтому дисперсионным твердением можно получить безуг-
леродистые сплавы с высокой устойчивостью против отпуска, используе-
1 W. Р. Sykes, .К. Р. van Horn. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs, 105, 1933, p. 198—212.
2 H. Arnfelt. U. A. Westgren. Jernkont. Ann., 119, 1935, S. 185—196.
3 H. 1. Goldschmidt. J. Iron Steel Inst, m. 170, 1952, p. 189—204.
746
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
Содержание вольфрама >7° (по массе)
Рис. 582. Бинарная диаграмма состояния же-
лезо — вольфрам [по W. Р. Sykes и. К. Р. van
Horn. Trans. Amer. Inst Min. Met. Engrs. 105,
1933, p. 198—212]
Темпеоатура отпуска, °C
Рис. 583. Влияние температуры отпуска на
твердость железовольфрамовых сплавов после
закалки от 1400° С [по W. Р. Sykes. Trans.
Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 73, 1926, p. 968—
1008; Stahl u. Eisen, 46, 1926, p. 1833—1836]
Рис. 584. Изменение магнитных свойств железовольфрамовых сплавов после
закалки от 1430° С в зависимости от температуры отпуска [по К. S. Seliesa-
ter а.В. A. Bogers. Trans. Amer. Soc. Steel Treatm., 19, 1932, p. 553—576]
ЖЕЛЕЗОВОЛЬФРАМОВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
747
мые, например, в качестве режущих сплавов, для штампового инстру-
мента и температуроустойчивых магнитов. На рис. 584 приведены изме-
нения магнитных свойств железовольфрамовых сплавов.
б. Железовольфрамовые сплавы, содержащие углерод
Вольфрам, подобно хрому, является карбидообразующим элемен-
том. В системе железо — вольфрам — углерод имеются три двойных
и два тройных карбида. Двойной карбид образуется на базе цементита
Ре3С, в котором растворяется часть вольфрама; кроме того, имеются
карбиды WC и W2C. Карбид WC является основой спекаемых твердых
сплавов. Оба карбида кристаллизуются в плотноупакованную гексаго-
нальную решетку и имеют взаимную растворяемость до больших кон-
центраций. Карбид W2C можно рассматривать как карбид WC, в кото-
ром недостает определенного количества атомов углерода. Уже отмеча-
лось, что в системе молибден — углерод также существуют изоморфные
карбиды МоС и Мо2С 243).
Два тройных карбида представляют сложные карбиды системы же-
лезо — вольфрам — углерод. Один из них кубический гранецентрирован-
ный (W, Fe)6C и другой— (W, Ре)23Сб, изоморфный хромистому кар-
биду Сг2зСб. Первому карбиду приписывается состав Fe4W2C и Fe3W3C.
В присутствии хрома образуются сложные карбиды типа Л123С6 *, напри-
мер (W, Сг, Ре)23Сб. В данное время еще невозможно точно сказать,
какие именно карбиды стабильны при заданных химическом составе
и термической обработке. Поэтому трудно разработать в деталях точную
диаграмму состояния; приведенный на рис. 585 изотермический разрез
при 900°С может служить лишь для ориентировки* 2.
В табл. 137 приведен состав карбидов, которые образуются после
окончания перлитного превращения, в зависимости от отношения воль-
фрама к углероду (в атомных процентах). Показано, что, как и в хро-
мистых сталях (см. стр. 525, т. I), при превращении в первую очередь
возникают карбиды, отклоняющиеся от равновесного состояния, и в про-
цессе превращения в результате взаимодействия между карбидами
и ферритной основой лишь после длительной выдержки устанавливается
равновесное состояние. Карбид Л123С6 образуется лишь как метастабиль-
ная переходная фаза и исчезает при длительном нагреве.
Такое же стабильное равновесное состояние может быть получено,
когда эти сплавы после закалки от 1300° С подвергаются длительному
отпуску при 700° С. В этом случае при коротких выдержках образуются
карбиды, отклоняющиеся от равновесного состояния (например, W2C
243) Большое количество промежуточных фаз с дефектной решеткой, образуемых переходными
металлами с неметаллами, имеющими малые атомные радиусы (водородом, углеродом, азотом),
обычно относят к так называемым фазам внедрения (фазы Хэгга). Эти фазы характеризуются
металлическими свойствами, решеткой с плотнейшей упаковкой атомов (К12 или Г12, реже — К8
или Г8), ио отличной от решетки образующего их металла, и большой стойкостью. Считают, что
для их образования требуется отношение атомного радиуса неметалла к атомному радиусу ме-
талла •< 0,59, По этому признаку многие карбиды, в том числе WC (отношение #с^М “ 0,55) и
МоС (0,56). в отличие от карбидов железа и хрома (отношение 0,61), также относили к фазам
внедрения. Однако для карбидов WC и МоС и нитридов MoN н TaN было экспериментально по-
казано, что они не являются фазами внедрения Это, в частности, показывает, что выделение
самостоятельной группы фаз внедрения едва ли целесообразно. Значительно важнее сочетание
видов осуществляемой в ннх межатомной св язв [5].
' Здесь и в дальнейшем, если в сложных карбидах имеется переменное содержание отдель-
ных металлов, М является обозначением атрма металла.
2 Более подробно ознакомиться с образующимися в системе железо — вольфрам — углерод
карбидами можно по работам: Н. J. Goldschmidt. J. Iron Steel Inst., 160, 1948, p. 345—362; 170,
1952. p. 189—204; H. Kraitier. Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, 8. 39—41; K. Kuo. J. Iron Steel Inst., 173,
1953, p. 363—375; 174, 1953, p. 223—228.
В этих работах имеются также подробные ссылки на более раннюю литературу.
74»
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
в сплавах с 8—10% W) и только после длительного отпуска переходя-
щие в стабильные. Так же как после превращения в перлитной области,
при средней продолжительности отпуска часто образуются карбиды пе-
реходного типа, например Л16С и Л42зСб в сплавах 4—7 (см. табл. 137)244).
При длительном отпуске они исчезают. Это временное возникновение
Рис. 585. Диаграмма системы железо — вольфрам —
углерод, изотермический разрез при 900° С
(без учета |-фазы)
Таблица 137. Карбидные равновесия в системе
железо — вольфрам — углерод после изотермического превращения
при 700° С (температура аустенизации 1300° С)1
Обозна- чение сплава Содержа- ние углерода % Содержа- ние вольфра- ма % Атомное отноше- ние W : С Рентгеновский анализ выделенных карбидов
после изотермического превращения в тече- ние Ю ч при 700° С (метастаб ильные) после нагрева в течение 2000 ч при 700° С (стабильные)
1 0,98 0,49 0,033 Fe3C Fe3C WC
2 1,16 1,16 0,065 Fe3C Fe3C 4. WC
. 3 0,65 1,50 0,15 М2зС6 Fe3C-^WC
4 0,89 2,62 0,19 МгзСв Fe3C-F WC
5 0,55 1,96 0,23 М2зС6+МвС Fe3C+ WC
6 0,59 3,62 0,40 Мг3С6 МвС WC-|r Fe3C
7 0,60 6,12 0,67 МззС6 + М6С WC Fe3C
8 0,27 5,45 1,32 М6С М2зС6 WC 4- M6C
9 0,34 8,15 1,57 М6С м23с6 WC + M6C
10 0,32 9,56 1,96 м6с MeC + WC
1 К. Кио. J. Iron Steel Inst , 173, 1953. р. 363—375.
244> Во всяком случае это определяется соотношением термодинамического и кинетического
факторов. Кинетический фактор (стремление системы к превращению с максимальной скоростью>
всегда способствует образованию мета стабильных фаз, если это термодинамически ие заппешено.
ЖЕЛЕЗОВОЛЬФРАМОВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
749
карбидов, отклоняющихся от равновесного состояния, показывает, ка-
кое большое значение имеет для вольфрамовых сталей продолжитель-
ность отжига.
На рис. 586 приведены два разреза системы железо — вольфрам —
углерод для 4—12% W, заимствованные из более ранней работы. Что ка-
сается обозначений карбидов, то их нельзя принимать без оговорок.
Содержание углероде, 7.
Содержание углерода, %
Рис. 586. Диаграмма системы железо — вольфрам — уг-
лерод, разрез по концентрации 4 и 12% W [по S. Ta-
keda. Technol. Rep. Tohoku Univ., 10, 1931, p. 49—92]
Углерод расширяет в же-
лезовольфрамовых спла-
вах у-область. Сплав с
15% W чисто ферритный,
при наличии в нем 0,6% С
полностью претерпевает
фазовое превращение. С
повышением содержания
вольфрама растворимость
углерода в аустените
уменьшается, а точка пер-
литного превращения
сдвигается к пониженным
Рис. 587. Влияние вольфрама на
критические точки [по Е. Mau-
rer. Неопубликованные иссле-
дования]
содержаниям углерода. В связи с этим имеется возможность подразде-
лить вольфрамовую сталь в зависимости от содержания вольфрама и
углерода на такие же структурные группы, как и хромистую сталь:
феррит + перлит, перлит + карбид, ледебурит + карбид + перлит.
Из рис. 587 для железовольфрамовых сплавов, в которых углерод
находится в виде двойного карбида, следует, что при присадке вольфра-
ма до 3% точки Аг\ и Act практически остаются неизменными, в то вре-
мя как точка Ас3 повышается сильнее, чем Аг3. Гистерезис превращения
Л3 по этой причине несколько увеличивается, однако только на основе
этого сделать вывод о влиянии вольфрама на прокаливаемость стали
750
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
еще нельзя. При больших содержаниях углерода и вольфрама, когда
наряду со сложным карбидом появляется карбид WC, с повышением
температуры нагрева в раствор переходят все более значительные коли-
чества его, что оказывает влияние на положение точки Art.
Вольфрам влияет на процессы превращения так же, как и хром,
если учитывать его взаимодействие с углеродом.
Исследованию характера превращений в промежуточной области
посвящено мало работ. С повышением содержания вольфрама область
перлитного превращения значительно суживается. Депфер и Вистер1
показали, что стали с 0,6% С и 2% W свойственна большая скорость
превращения в промежуточной области. Перлитное и промежуточное
превращения не разделены областью высокой устойчивости аустенита.
Между ними имеется лишь плоский минимум скорости превращения,
причем выделение доэвтектоид-
ного феррита в этой области
отсутствует.
Высокоуглеродистые стали
со сравнительно большим со-
держанием вольфрама в про-
тивоположность хромистой ста-
ли с 12% Сг также обнаружи-
вают высокую скорость превра-
щения в промежуточной обла-
сти (рис. 588). Промежуточная
область в этом случае отделена
от перлитной интервалом вы-
сокой устойчивости аустенита.
Ограничение перлитного и
развитие превращения в проме-
жуточной области позволило
Рис. 588. Изотермическая диаграмма стали с 0,30% С,
0,40% Мп, 2,30% С г, 8,78% W и 0,34% V. Температура
аустенизации 1120° С [по М. Kroneis, R. Gattrin-
ger. К. Ebner u. H. Krainer. Arch. Eisenhiittenw., 24,
1953, S. 333-351]
Портвену и др.2-4 исследовать превращения в промежуточной области
вольфрамовой стали, когда об этой области еще не было известно.
Относительно влияния вольфрама на положение мартенситной точки
достоверно ничего не известно. По-видимому, он должен снижать точку
лишь незначительно245), так как стали с 15—18% W и 1,5% С еще не
являются чисто аустенитными даже после закалки от 1150—1200° С.
Ограничение области перлитного превращения и ускорение превра-
щения в промежуточной области можно объяснить тем, что вольфрам,
влияя на диффузионную подвижность углерода и повышая температуру
рекристаллизации, замедляет превращение, протекающее по диффузион-
ному механизму, но оказывает лишь слабое влияние на превращение,
протекающие с быстрой, сдвиговой перестройкой решетки.
Если при длительном отжиге стали с соответствующим содержанием
вольфрама и углерода часть двойного карбида переходит в стабильный
карбид, то закаливаемость стали снижается. Так, если, например, отжечь * 2 3 4 * * * * * *
’ Н. Dtipfer и. И. J. Wiester. Techn. Mitt. Krupp. 3, 1935, Ь. 37—99.
2 A. Portevin. J. Iron Steel Inst., 104, 1921, p. 141—144; Stahl u. Eisen, 42, 1922, S. 230.
3 A Hultgren. J. Iron Steel Inst., 104, i921, p. 139—140.
4 117. T. Griffiths. J. Iron Steel Inst, 108, 1923, p. 133—166.См. также выступление по дис-
куссии (A. Hultgren), 169—170. "
245) На скорость превращения аустенита в промежуточной области и на положение мар-
тенситной точки легирующие элементы должны влиять в соответствии с их воздействием на ско-
рость полиморфного превращения у—*а и на относительную устойчивость фаз у и а. Вольфрам и
молибден слабо влияют на превращение у—Поэтому они практически не замедляют превраще-
ния в промежуточной области и почти не изменяют положения мартенситной точки.
ЖЕЛЕЗОВОЛЬФРАМОВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
751
сталь с 0,6% С и 6% W на максимальную мягкость, когда выделяется
карбид WC (см. табл. 137), при обычных температурах закалки 780—
800° С она закаливается меньше, чем углеродистая сталь с тем же со-
держанием углерода. Такое поведение объясняется тем, что при темпе-
ратуре 780° С карбид WC не растворяется в аустените и часть углерода
в стали не принимает участия в закалке. Отжиг, ведущий к выпадению
карбида WC, называется «переотжигом» (Vergluhen) Тогда после
охлаждения от высоких температур, например 1050° С, в воде, нормаль-
ная способность в закалке может быть восстановлена, так как карбид
при высокой температуре снова
растворяется в аустените. При
закалке с нормальных темпера-
тур, производимой непосредст-
венно после закалки с высокой
температуры, также обеспечи-
вается нормальная закаливае-
мость, так как выделяющиеся
карбиды не успевают коагулиро-
вать и перейти в форму ста-
бильных.
Для практики важно, что от-
дельные плавки оказываются бо-
лее чувствительными к порче, чем
другие. Объяснение этому явле-
нию будет дано позже (см. стр.
770).
С повышением температуры
закалки увеличивается количест-
во карбидов вольфрама, перехо-
дящих в твердый раствор, и про-
каливаемость возрастает. В то
же время благодаря присутствию
встали карбидов вольфрама рост
зерна у-раствора тормозится.
Поэтому содержащие специаль-
ные карбиды вольфрамовые ста-
ли отличаются малой чувстви-
тельностью к перегреву.
На рис. 589 показано влияние
Содержание вольфрама,7.
Рис. 589. Изменение прокаливаемости стали с
различным содержанием углерода в зависи-
мости от содержания вольфрама. Закалка с
820° С в воде [по Я. Houdretnoni и. Я. Schra-
der. Techn. Mitt. Krupp, Forschungsber., 2,
1939, S. 23—46]:
a — сталь c 0,65—0,70% C; 0,2—0,3% Si; 0,3—
0,5% Мп; б — сталь c 1,2% C; 0,15—0,2% Si,
0,3% Mn; Z — диаметр образца 30 мм, 2 —
диаметр образца 60 мм
вольфрама на прокаливаемость ста-
ли после закалки с 820° С. При этой температуре в стали с 0,65% С
можно ожидать полного растворения карбидов для любого содержания
вольфрама (за исключением максимального 5,7%). В этом случае
с повышением содержания вольфрама прокаливаемость увеличивается.
При более высоком содержании вольфрама не все карбиды переходят
в раствор, что приводит к уменьшению прокаливаемости 246). Вследствие
малого влияния вольфрама на температуру мартенситной точки зака-
ленные в воде вольфрамовые стали, не содержащие существенных коли-
честв аустенита, приобретают максимальную твердость, что позволяет
назвать их «.алмазными» (рифельными) сталями.
' В русской литературе иет термина, равнозначного немецкому «Vergluhen». Подобный от-
жиг вольфрамовой магнитной стали вызывает «порчу». Прнм. р е д.
24в) По Данным Ю. А. Геллера н др. [18], при содержании в стали одновременно хрома, крем-
ния или марганца вольфрам (и ванадий) не уменьшает, а увеличивает прокаливаемость и в этом
сл> чае.
752
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
Перешедшие в раствор только при повышенных температурах за-
калки карбиды выделяются из мартенсита при отпуске на более высо-
кие температуры. Поэтому повышенная температура закалки заметно
сказывается на устойчивости против отпуска (рис. 590).
Куо1, исследовавший штамповую сталь с 0,33% С, 8,75% W,
2,95% Ст и 0,16% V, закаленную с 1300°С, установил, что после одно-
часового отпуска при температуре до 500° С выпадает слаболегирован-
ный карбид железа (возможно, после образования при пониженных тем-
пературах в-карбида). При отпуске на 500—575° С наблюдается повыше-
ние твердости и в структуре появляется тонко распределенный карбид
W2C, а карбид железа исчезает. Карбиды Л16С и 2И2зСб выявляются толь-
ко при отпуске на 675—800° С, т. е. когда твердость снова падает. При
отпуске на 750—800° С в течение часа карбид W2C снова исчезает.
Рис. 590 Сравнение устойчивости против отпуска нелегированиой и вольфрамовой стали после за-
калки от различных температур [по Е. Houdremont, Н. Bennek u Н. Schrader. Arch. Eisenhilt-
tenw., 6, 1932—1933. S. 24—34]
Устойчивость такой стали против отпуска основана, следовательно, на
выпадении карбида W2C, в то время как равновесные карбиды образуют-
ся лишь при повышенных температурах и практически не оказывают
влияния. Куо показал, что и красностойкость быстрорежущих сталей
основана на выпадении карбида W2C (см. стр. 840).
В сплавах железо — углерод — вольфрам, 6-область которых нахо-
дится непосредственно ниже температуры плавления, при переходе из
области 6-феррита в двухфазную область у + специальный карбид мо-
жет образоваться эвтектоид (см. стр. 529, т. I). Подобные структуры
наблюдаются и в малоуглеродистых штамповых и в быстрорежущих
сталях.
Из сказанного следует, что путем присадки вольфрама можно по-
лучить сталь с очень малой прокаливаемостью и с большим содержани-
ем карбидной фазы. Однако при закалке с более высоких температур
вольфрамовая сталь имеет повышенную прокаливаемость и одновремен-
но повышенную устойчивость против отпуска. Вместе с тем содержащая
специальные карбиды вольфрамовая сталь нечувствительна к перегреву
и содержит меньше остаточного аустенита, чем, например, хромистые
стали. При отжиге вольфрамовых сталей на сильное смягчение прихо-
1 К. Кио. J. Iron Steel Inst., 174, 19S3, р. 223—228.
ВОЛЬФРАМ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ стали
753
дится сталкиваться с явлением «порчи». При закалке с температур не-
посредственно ниже точки плавления следует считаться с образованием
6-феррита.
2. Вольфрам в инструментальной стали
а. Вольфрамовые стали
Описанные выше свойства сплавов железо — вольфрам — углерод
определяют возможность применения вольфрама в инструментальной
стали.
Уже при небольших содержаниях вольфрама количество карбидов
в стали увеличивается и соответственно этому при умеренной темпера-
туре закалки возрастает прокаливаемость, если только при отжиге не
образовалось стабильного карбида WC. При низких температурах за-
калки, лишь несколько выше Act, прокаливаемость существенно не уве-
личивается, однако значительная часть карбидов остается в равномер-
ном и тонкодисперсном распределении в твердом растворе. Закаленная
таким образом сталь с повышенным содержанием углерода и вольфра-
ма известна как износоустойчивая сталь. Если такую сталь закалить от
более высоких температур, то прокаливаемость и устойчивость против
отпуска возрастают. Наконец, если после закалки от высокой темпера-
туры переходят в раствор не все карбиды, то такая сталь является одно-
временно износоустойчивой и устойчивой против отпуска. Однако эта
особенность используется в стали, содержащей, кроме вольфрама, хром
и другие элементы; чисто вольфрамовая сталь применяется при содер-
жании вольфрама лишь до 3% (табл. 138).
Применение вольфрамовой и инструментальной стали 1 приведено
в табл. 138, а сталей, содержащих, кроме вольфрама, часто также
0,5—1% Сг, — в табл. 139. Группа перлитных сталей охватывает стали
с 0,5—0,7% С и 0,6—1% W. Вольфрам присаживают к этой стали для
того, чтобы несколько увеличить прокаливаемость и получить более
мелкозернистую, по сравнению с углеродистой сталью, незакаленную
сердцевину. Сталь с вольфрамом применяют главным образом для ин-
струмента, работающего при ударных нагрузках (см. также стр. 467,
т. I). Такие стали в настоящее время большей частью заменяются ста-
лями другого состава, так как именно этим сталям свойственна после
отжига «порча».
Сталь, относящаяся к карбидной области и содержащая 1,0—1,2% С
и от 0,5 до ~2% W, применяется для инструментов, от которых требу-
ются высокая твердость и высокая износоустойчивость, например для
режущего инструмента ножовочных полотен и т. д. Для ножовочных
полотен предпочитают сталь с 2% W, причем закалку их вследствие
малой толщины производят в масле. В остальных случаях применяют
сталь с 1—1,5% W, закаливая ее в воде с 780—810° С в зависимости от
толщины (более низкие температуры для тонких изделий). К сталям
этой группы относится и так называемая «серебрянка» с 1,2% С и 1 % W,
получившая свое название потому, что она поставляется в светлотяну-
том виде (в качестве «серебрянки» часто применяется хромистая сталь
1 Р Goerens. Stahl u. Eisen, 44, 1924, S. 1615—1659.
48 Э Гудремон, т. И
754
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
Таблица 138. Состав, термическая обработка
и область применения некоторых марок инструментальной
вольфрамовой стали1
Обозначе- ние (по DIN № 17006) Состав, % Термическая обработка Область применения
с Si Мп W
100WV4 120W4 115W8 (142WV13) 130W19 1 Вольфр 0,60 0,70 0,80 1,00 1,20 1,20 1,20 1,20 1,20 1,40 1,30 амовые 0,20 0,30 0,25 0,25 0,20 0,25 0,25 0,25 0,25 0,25 0,20 стали с 0,40 0,35 0,35 0,35 0,30 0,35 0,35 0,35 0,35 0,35 0,30 небольи 0,50 0,75 1,0 1,0 0,30 0,50 > 1>° О ’ аг СО =s о CQ сЗ \0 О сЗ 1,50 о 2,0 3,0 5,0 1нми добавк 780—810° С, вода; отпуск при 160— 180° С в масле 7 760—800° С, вода, 800—820° С, масло (для пил); отпуск при 100—180° С а ми других элементе Поршни пневматиче- ского инструмента Ножи для ножниц, пуансоны, штампы, мат- рицы для таврового и углового железа Ножи для ножниц, стамески, рубанки Спиральные сверла Фнльеры для протяж- ки стали, латуни, меди, алюминия; матрицы для протяжки латунных гильз и патронов; мат- рицы для прессовки пи- стонов Спиральные сверла, пёрки; резьбовой инстру- мент: сверла, плашки и т. д.; фрезы, разверт- ки, ножи для составных фрез и сверл; инстру- мент для обработки не- металлических материа- лов (рог, слоновая кость пластмасса, твердое де- рево); дорны, буровой инструмент: оправки, подрубной инструмент, давильные матрицы Пилы по металлу; про- тяжки, резьбонарезной инструмент; токарные и строгальные резцы для обработки металла, филь- еры для протяжки ста- ли, латуни, меди, алю- миния и других метал- лов; матрицы для про- тяжки латунных гильз и патронов; детали тек- стильных машин в приведены в табл. 139.
с 1—1,2% С и 0,3—0,75% Сг. Для износоустойчивых дыропробивных
пуансонов используется сталь с 1% Си 0,5% W. Вследствие повышен-
ного содержания углерода эта сталь не так чувствительна к «порче», как
сталь перлитной группы.
Стали, находящиеся на границе карбидной и ледебуритной обла-
стей, так же как и относящиеся полностью к ледебуритной области,
применяют для режущего инструмента для обработки весьма твердых
вольфрам в инструментальной стали
755
изделий. Закаливают их главным образом от низких температур (780—
820° С) в воде. Благодаря значительному количеству карбидов эта сталь
отличается чрезвычайно высокой износоустойчивостью, поэтому ее часто
называют «алмазной». Она находит применение в качестве рифельной
для обработки закаленных чугунных валков и др. В качестве рифельной
стали используют иногда даже сталь с 20% W и 1,5% С, закаливаемую
от высокой температуры и обладающую большой устойчивостью против
отпуска. Стали, содержащие 1,2—1,5% С, 3—8% W и в некоторых слу-
чаях 0,5% Сг, применяют главным образом для изготовления износо-
устойчивых матриц для протяжки. После изготовления очка матрицы
подвергают частичной закалке струей воды, так что закаливается толь-
ко очко. Вместо этих сталей в настоящее время используют твердые
сплавы.
Вольфрамовые стали чувствительны к отжигу, и поэтому их следует
нагревать на низкие температуры, чтобы предел прочности не превы-
шал 1,0—1,1 Гн/м2 (100—НО кГ/мм2). Имеется, конечно, возможность
путем отжига при высокой температуре обеспечить меньшую твердость,
однако при этом сталь может быть «испорчена». Если при этом и не по-
низилась закаливаемость, «порча» все же сказывается на понижении
износоустойчивости. Эти стали требуют особой осторожности при шли-
фовке.
Стали с высоким содержанием вольфрама (4—7% W) и низким
содержанием углерода (до 0,45—0,60% С) при закалке от высокой тем-
пературы (1050—1200° С) прежде всего обладают высокой устойчи-
востью против отпуска. По этой причине главная область их примене-
ния — штамповый инструмент для деформирования металла в горячем
состоянии. Эти стали в настоящее время часто заменяют хромоволь-
фрамовыми или хромовольфрамованадиевыми сталями, обеспечиваю-
щими более высокую производительность и менее чувствительными
к отжигу.
Стали с 9—10% W и 0,45% С применяются для тех же целей. Эти
стали иногда содержат также 0,5% Сг. По сравнению со сталью с 3% Сг,
они отличаются пониженной прокаливаемостью, и поэтому вследствие
меньшей склонности к образованию остаточного аустенита наивысшая
твердость их не зависит от температуры закалки. Закалка производится
от 1050—1200° С в масле или на воздухе, причем устойчивость против
отпуска возрастает с повышением температуры закалки.
б. Хромовольфрамовые стали
В последние годы все больше проявляется тенденция к переходу от
чисто вольфрамовой стали к сталям с добавками хрома. Сталь с низ-
ким содержанием углерода и средним содержанием вольфрама и хрома
имеет хорошую прокаливаемость при соответствующей вязкости, а сталь
с высоким содержанием углерода и повышенным содержанием воль-
фрама — высокую износоустойчивость и устойчивость против отпуска.
Стали с 0,5% С, '—'2,5% W, 1—2% Сг (см. табл. 139) применяют глав-
ным образом для зубил, пуансонов, работающих на холоду, обжимок
и т. д. Закалку их можно производить с 820° С в воде или с 850° С в мас-
ле. При повышении содержания углерода до 0,6% стали этой группы
обнаруживают после закалки очень высокую твердость наряду с хоро-
шей вязкостью (до 64/77?С). Такие стали применяют для инструмента
с высокой удельной нагрузкой на поверхность.
48*
756
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
Таблица 139. Химический состав, обработки и область применения
Обозначение (по DIN 17006) Химический состав, %
с Si Мп w Cr Ni Mo V
30 WCrV3 4 11 0,25 9,0 2,5 2,5 0,20
0,30 — — 9,0 2,5 — — 0,40
0,35 — — 9,0 0,40 — — —
0,25 0,50 0,30 4,0 1,2 — — —
0,35 0,70 0,30 4,0 1,0 — — —
0,3 — — 5 1,2 2—4 0,6 —
0,4 1,0 — 2—3 1,5 — 0,6 (0,4)
35 WCrV 7 0,35 l.o 0,30 2,0 1,0 0,20
45 WCrV 7 0,45 1,0 0,30 2,0 1,0 — 0,20
35 WCrV 7 0,55 1,0 0,30 2,0 1,0 — — 0,20
0,65 0,50 0,30 2,50 1,0 — — —
80 WCrV 18 0,60 — — 6,0 0,45 — -— —
0,80 0,50 0,40 2,0 1,1 — — 0,30
1,0 — — 1,20 0,50 — — —
l,o — — 1,0 1,0 — — —
105 WCrV 6 1,05 — 1,0 1,2 1,0 — — —
1,0 0,20 0,35 0,30 0,50 — — —
1.10 0,15 0,25 0,50 0,50 — — —
110 WCrV 5 1,10 0,20 0,30 1,30 1,20 — — 0,20
1,20 0,20 0,40 1,50 1,25 — — —
1,25 — — 2,0 1,0 — — —
1,25 — — 3,0 0,60 — — —
1,25 — — 5,0 1,0 — — —
вольфрам в инструментальной стали
757
вольфрамовых инструментальных сталей с присадкой хрома
Обработка Область применения
1150—1250° С, масло или свинцовая ванна; отпуск при 550—650° С, воздух 1100—1200° С, масло; От- пуск при 600° С, воздух 1050—1100° С, масло; от- пуск при 550—600° С, воз- дух 930° С, масло; отпуск при 500—520° С, воздух 1000° С, масло или сжа- тый воздух; отпуск при 600—650° С, воздух 900° С, масло; отпуск при 550° С 890—920° С, вода; 890—920° С, масло; 860—890° С, масло; отпуск при 180—200° С, масло 820—830° С, масло; от- пуск при 180—200° С, мас- ло 850—870° С, масло; от- пуск при 180—200° С, масло 780—820° С, вода; отпуск при 180° С, масло 850° С масло; отпуск при 500° С 800—830° С, масло; от- пуск до 180° С, масло 820—840° С, масло; отпуск до 180° С, масло 810—830° С, масло; от- пуск до 180° С, масло 820° С, масло; отпуск до 180° С, масло 780° С, вода; отпуск до 150° С, масло 820—840° С, масло; отпуск до 180° С, масло 820° С, масло; отпуск до 180° С, масло 820° С, масло; отпуск до 180° С, масло 760—780° С, вода; отпуск до 120° С масло То же, Инструмент для выдавливания металла, например матрицы, дорны, нажимные шайбы, инструмент для производства болтов, заклепок, гаек, дыропробивные и протяжные дорны (пуансоны),1 пресс-формы для литья под давлением латуни и алюминия Матрицы Для деформирования в горячем^состоянии Охлаждаемые водой дорны трубных прессов. Нажим- ные шайбы прессов для выдавливания металла, штам- пы, головки пуансоиоб, выбрасыватели (фрикционных прессов, пуансоны и пробойники гаечных матриц, пресс- формы для литья под давлением Инструмент для' деформирования в горячем состоя- нии Пильгердорны, дорны для шприц-прессов Полые пуансоны, цапфы реципиентов для умеренной нагрузки Штампы для работы с ударом в холодном состоянии, дыропробивные инструменты для работ в горячем состо- янии, зубила кузнечные и пневматические, обжимки Волочильный инструмент Прошивные пуансоны для работы в холодном состоя- нии Чеканочный инструмент Пнльгерные валки (литье) Метчики для котельных связей, развертки, обрезные матрицы, инструменты, которые не должны иметь по- водку при закалке Штампы гвоздильные, плашки Метчики для котельных связей, развертки, обрезные матрицы, ножи, метчики (инструменты, которые не долж- ны иметь поводку при закалке) Зубоврачебные боры Гвоздильный инструмент Винтовальная доска Рубанки Пилы по металлу, напильники, лобзики 1 Гравированные штихеля, инструмент для протяжки > патронов, матрицы для протяжки железа на хо- J лоду
758
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
Обозначение (по DIN 17006) Химический состав, %
с Si Мп W Ст Ni Мо V
ПО WCrV 5 1,50 — — 5—8 0,50 — — —
1,0 — — 3 9 (3) — (1,5% А1)
Из стали с ~9% W, 3% Сг и 0,3—0,6% С, содержащей иногда
0,3% V, изготовляют главным образом инструмент для деформирования
Температура отпуска, ’С
Рис. 591. Изменение устойчивости против отпуска в зависимо-
сти от температуры закалки для стали с 0,3% С. 3% Сг; 9% W
от высоких температур, так как она является типичным представителем
сталей, которые после закалки содержат мало нерастворенных карбидов.
От этой стали в закаленном состоянии требуется известная вязкость,
ВОЛЬФРАМ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
759
Продолжение табл. 139
Обработка Область применения
760—780° С, вода; отпуск до 180° С, масло Литье Рифельная сталь для обработки закаленного чугу- на, инструмент для обработки рога, пластмасс, резцы для чистовой обработки, инструмент для тыловой за- точки, протяжные ножи, шабера, гравировальные шти- хеля Плиты несгораемых шкафов, инструмент для прессо- вания брикетов
но вместе с тем и высокая устойчивость против отпуска, зависящая от
температуры закалки (рис. 591). Из диаграммы превращений в усло-
виях непрерывного охлаждения (см. рис. 986) следует, что уже при
охлаждении на воздухе стали довольно крупных сечений происходит
выпадение карбидов, и превращение почти полностью протекает в про-
межуточной области. При этом сохраняется повышенное количество
остаточного аустенита. Этим объясняется значительное повышение твер-
дости (рис. 591) при отпуске после охлаждения стали на воздухе247).
Такие стали особенно пригодны для ступенчатой закалки. Закалка про-
водится обычно от 1150—1200° С в свинцовой ванне с температурой
400—500° С, т. е. между перлитной и промежуточной областями превра-
щений (см. рис. 588). Продолжительность выдержки в свинцовой ванне
составляет обычно ’/г ч и может изменяться в зависимости от необходи-
мых результатов. При этом происходит перераспределение углерода,
которое может привести к выделению карбидов без сколько-нибудь су-
щественного дополнительного превращения аустенита.
Только после того, как изделие вынуто из свинцовой ванны и охлаж-
дено до комнатной температуры, наблюдается превращение аустенита
в мартенсит. Вследствие предварительного выделения карбидов это пре-
вращение происходит полнее, чем при непосредственной закалке. В за-
висимости от температуры свинцовой ванны можно получить различную
твердость. При температуре ванны 600° С превращение аустенита может
начаться в перлитной (см. рис. 987) области, поэтому ее ограничивают
550° С. Такая термическая обработка особенно эффективна для слож-
ных инструментов, так как она позволяет резко снизить остаточные
напряжения и поводку. Пример для пресс-формы литья под давлением
показан на рис. 592.
Если закалить в свинцовой ванне с температурой 400° С инструмент
таких же размеров из стали с 4,5% W, то поводка окажется едва ли
больше, чем для закаливаемой на воздухе стали с 9% W. Это делает
возможным использование менее легированной стали для инструментов
•сложной формы.
В зависимости от того, требуется ли устойчивость против отпуска
в сочетании с высокой износоустойчивостью или же повышенной вяз-
костью, сталь следует отпускать на различную твердость. Вследствие
247> Главная причина повышения твердости при отпуске такой стали заключается в дисперси-
онном твердении — карбидами и частично вольфрэмидами. Последнее относится к стали с содер-
жанием углерода на нижнем пределе, типа нашей ЗХ2В8.
760
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
резкого падения твердости при отпуске этой стали в интервале 600—
700° С для получения необходимой твердости инструмента требуется
большая осторожность при термической обработке *. При отсутствии
соответствующего закалочного оборудования в известных условиях мож-
но применять упомянутую выше сталь с низким содержанием вольфра-
ма, которая в результате даже мягкой воздушной закалки приобретает
требуемую твердость.
Особым преимуществом хромовольфрамовой стали с 9% W являет-
ся ее нечувствительность к образованию сетки горячих трещин (разгар).
1,2
1,о
t 0.6
0,6
t 0,2
t 0
5* -0,2
S -0,Ь
| -0,6
§ -0Я
-1.0
7.C 7„Cr 7.W
------Закал ко на воздухе 0.3 3 9
------Закалка в масле I _ ,, _ , ,
------После заколки в свинце l 400'0 \
Рис. 592. Уменьшение поводки при ступенчатой закалке [по не-
опубликованным исследованиям фирмы Mahle К, Bad. Cann-
statt]
На инструменте, который подвергается переменным нагревам и охлаж-
дениям, например пресс-формы литья под давлением и т. д., часто
образуется поверхностная сетка трещин. Она является следствием ча-
стых перемен знака напряжений (тепловое расширение и сжатие) и свя-
занной с этим пластической деформации нагретой поверхности. Сетка
трещин постепенно расширяется, заполняется посторонним металлом
и приводит инструмент в негодность. Как лабораторными опытами
(многократные закалки в воде с 700°С)1 2, так и на практике была вы-
явлена исключительная нечувствительность высоковольфрамовой стали
к образованию трещин. Причины этого пока не выяснены, если не счи-
тать отличия коэффициентов теплового расширения специальных кар-
1 Кривые отпуска этой стали, полученные по диаграмме время — температура — параметр
Т(log t 4- с),приведены в работе К. Bungardt, G. Hoch и. О» Millders. Stahl u. Eisen, 75, 1955,
S 1035-1046.
2 См. также новые исследования W Baedeker. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 929—943.
ВОЛЬФРАМ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
761
бидов и твердого раствора, что вызывает при повторных нагревах
и охлаждениях растягивающие и сжимающие напряжения *• * 248). Однако
и сама по себе повышенная теплостойкость, т. е. повышенная устойчи-
вость против пластического течения высоковольфрамовых сталей и их
лучшая усталостная прочность при нагреве, обеспечивают снижение на-
пряженного состояния после охлаждения.
Вместо стали с 9% W и 3% Сг в целях экономии вольфрама часто
применяется, например, для болтовых матриц, дорнов и т. п. инструмен-
тов сталь с 0,25% С, 4% W, 1% Сг. При ее закалке получается предел
прочности только 1,3—1,5 Гн]м2 (130—150 кГ1мм2). Это вполне доста-
точно для штампового инструмента, предназначенного для деформирова-
ния металла в горячем состоянии, и тем самым предотвращается опас-
ность появления хрупкости. Для такой стали достаточен отпуск только
при 500° С, обеспечивающий выравнивание закалочных напряжений, или
даже только медленный подогрев инструмента перед началом работы.
Отпуска в узком интервале температур для получения определенных
прочностных свойств в данном случае не требуется. Так как темпера-
тура закалки этой стали (1050° С) также ниже, то термическая обра-
ботка в целом упрощается.
В сталь с 9% W и 3% Сг иногда вводят до 3% никеля. Никель об-
легчает воздушную закалку и, способствуя образованию большого ко-
личества остаточного аустенита, одновременно несколько улучшает
вязкость стали. Присадка кобальта до 5% улучшает, как и в быстроре-
жущей стали, устойчивость против отпуска и повышает производитель-
ность резания (см. стр. 848). Химический состав и области применения
некоторых важнейших марок хромовольфрамовой стали приведены
в табл. 139.
Более широкое применение в качестве износоустойчивой имеет ли-
тая сталь с 1% С, 9% Сг, 3%) W и с присадкой до 3% Ni и 1,5% А1,
например для плит несгораемых шкафов, так как она трудно обрабаты-
вается резанием и с трудом поддается огневой резке. Для предупрежде-
ния разрушения изделия часто изготовляют двухслойными, с подушкой
из мягкого железа. Этот сплав при тщательной обработке еще доста-
точно ковок и находит применение также в кованом и в литом состоя-
нии для износоустойчивых инструментов, например деталей брикетиро-
вочных прессов и др.
С повышением содержания углерода (0,7—1,0%) и вольфрама хро-
мовольфрамовая сталь после закалки с высоких температур содержит
еще чрезвычайно много карбидов, распределенных в основе, которая
и сама по себе отличается высокой устойчивостью против отпуска. На
базе именно такой ледебуритной стали в дальнейшем были разработа-
ны быстрорежущие стали. Обзор быстрорежущей стали и режущих
сплавов приведен в разделе «Ванадий».
1 См. также 1. Frehser. Arch. Eisenhiittenw., 24» 1953, S. 483—495.
248> В отечественной литературе образование сетки трещин на рабочей поверхности горячих
штампов, орудийных стволов, изложниц и т. п. называется разгаром, или термической устало-
стью. Стойкость стали против термической усталости, как установил еще Д. К. Чернов, зависит
от многих факторов. В частности, высокая пластичность и теплопроводность, малый коэффициент
теплового расширения и высокое положение критических точек стали способствуют уменьшению
разгара. Карбидообразующие элементы и особенно вольфрам влияют положительно в этом
направлении еще и потому, что они являются ферритообразующими, способствуя, в частности,
повышению критических точек. Из элементов, ие образующих карбидов, в сталях для горячих
штампов используется кремний, который также заметно повышает критические точки и умень-
шает разгар. Одиако при содержании вольфрама больше 10% чувствительность стали к резким
сменам температуры увеличивается.
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
762
3. Вольфрам в конструкционной машиностроительной стали
а. Улучшаемая сталь
Сталь, в которой вольфрам является единственным легирующим
элементом, до последнего времени широко не применялась в качестве
конструкционной. Из-за высокой стоимости вольфрама предпочитают
применять другие легирующие элементы, сильнее влияющие на прока-
ливаемость и восприимчивость к термической обработке. В отожженном
состоянии обусловленное вольфрамом некоторое увеличение прочности
объясняется главным образом повышенным содержанием карбидов; од-
нако сталь с 18% W и 1—1,5% С в отожженном состоянии имеет предел
прочности всего 800 Мн[м2 (80 кГ/мм2). Приведенные на рис. 346 (т. I)
данные показывают, что вольфрам в количестве до 4% повышает проч-
ность феррита, причем почти так же, как и никель. При повышенном
содержании вольфрама на свойства стали могут оказать дополнитель-
ное влияние выделения g-фазы (FesWs).
В качестве легирующей присадки вольфрам используют в стали для
ружейных стволов. Сталь состава 0,60% С, 0,45% Si, 0,70% Мп и 2% W
раньше использовали для ружейных стволов. В последнее время вместо
нее применяют сталь, содержащую хром, молибден, ванадий или другие
карбидообразующие элементы, придающие ей еще большую устойчи-
вость против отпуска.
Определенное применение нашел вольфрам в хромистой и хромони-
келевой конструкционной стали249). При термической обработке воль-
фрам способствует повышению прокаливаемости и равномерности
свойств по сечению, однако в меньшей степени, чем хром. Из рис. 593
ясно видно влияние вольфрама на механические свойства при улучше-
нии. Повышение прочности и устойчивости против отпуска, несмотря на
более низкое содержание хрома, показано также на рис. 594. Обращает
внимание исключительно высокая ударная вязкость стали. Такая хромо-
никелевольфрамовая сталь является наиболее высококачественной из
всех известных конструкционных сталей и применяется для коленчатых
валов авиационных моторов. Вследствие большой восприимчивости ста-
ли к закалке на воздухе при ковке необходимо принимать соответствую-
щие меры предосторожности. Свойства этой стали приведены на рис. 595.
Такая сталь может иметь прочность до 2 Гн/м2 (200 кГ/мм2) при безу-
пречной вязкости (см. раздел «Молибден»),
Заслуга разработки этой стали принадлежит Ф. Риттерсхаузену,
который еще в 1911—1912 гг. положил начало ее применению. Исследо-
ванные Риттерсхаузеном вольфрамсодержащие стали оказались нечув-
ствительными к отпускной хрупкости. Даже при охлаждении в золе или
в печи (табл. 140) сталь сохраняла высокую ударную вязкость. Это
особенно ценно для деталей, которые после отпуска должны иметь хо-
рошую вязкость при отсутствии остаточных напряжений. Однако у этой
249> Вольфрам находит важное применение в пружинной стали. Дополнительное легирование
вольфрамом кремнистой пружинной стали с 2,5% Si повышает ее релаксационную стойкость при
комнатной температуре. Для работы при повышенных температурах используются стали, содержа-
щие 8—9% W (до 5о0° С) или 4—4,5% W (до 500° С). Применяется для этой цели (до 500° С) и сталь
типа ЗХ2В8, упомянутая выше как сталь для горячих штампов. Для прецизионных пружин и уп-
ругих элементов разработаны железоиикелевые сплавы с малым температурным коэффициентом
модуля упругости, в которые с целью упрочнения их карбидами вводятся карбидообразующие эле-
менты, в том числе вольфрам (изоэластик, Н35ХМВ и др.). Введение около 1% W в шарикопод-
шипниковую сталь типа ШХ15 повышает ее прокаливаемость, ударную вязкость и контактную вы-
носливость [см. 147, 5].
и
м
о
ЕЯ
ческие свойства улучшенной хромистой и хромоннкельвольфрамовой стали. Образ-
стали. Образцы: квадрат 70 мм. Закалка с цы: квадрат 70 мм. Закалка с 850° С на
850° С в масле воздухе
764
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
Таблица 140. Влияние вольфрама на механические свойства стали
с 0,3% С, 4,1% Ni, 1,2% Сг, склонной к отпускной хрупкости1
Закалка с 870° С в масле; отпуск при 630° С с охлаждением в масле;
отпуск при 580° С с охлаждением в золе
Свойства Сталь без воль- фрама Сталь с 1% W Свойства Сталь без воль- фрама Сталь с 1% W
Предел текучести: Мн/м* 1 2 кГ/мм2 .... Предел прочности: Мн/м? кГ /мм* .... 1 F. Ritiershausen. Не 820 82 911 91,1 опубликова 920 92 1021 102,1 иные исслед Удлинение, % . , Относительное суже- ние, % Ударная вязкость: Мдж/м* .... кГ-м/см* .... ования, 1913 г. 19,2 61,0 102 10,2 19,5 61,0 204 20,4
стали отпускная хрупкость может наступить после более длительного
отпуска (см. раздел «Отпускная хрупкость», т. I) 25°).
Влияние вольфрама на свойства стали на холоду и при нагреве.
Благотворное влияние вольфрама на вязкость проявляется также и при
пониженных температурах после соответствующей термической обра-
ботки стали. Однако по сравнению с термически обработанной никеле-
вой сталью присадка вольфрама слабо влияет на свойства при низких
температурах.
Более важно положительное влияние вольфрама на механические
свойства при повышенных температурах. Как видно из табл. 21 (т. I),
абсолютная температура рекристаллизации различных металлов, по
А. А. Бочвару, находится в определенной зависимости от абсолютной
температуры плавления *. Была сделана попытка перенести эту законо-
мерность и на сплавы2. Справедливость этого подтверждает работа Там-
мана3, из которой следует, что вольфрам и молибден, оба с высокой
температурой плавления, сдвигают температуру возврата железа к бо-
лее высоким температурам (см. рис. 626)4. Так как молибден более эф-
фективен, к легированию вольфрамом для получения теплоустойчивых
и крипоустойчивых сплавов прибегают лишь в редких случаях. Воль-
фрам до 1% применяют одновременно с молибденом и ванадием251) в
25°) Рассматриваемая здесь хромоникельвольфрамовая сталь применяется с разным содер-
жанием углерода, в частности, с 0,25% С (25ХНВА) и с 0,15—0,20% С как цементуемая (18Х2Н4ВА).
Главным ее недостатком (кроме трудной обрабатываемости резанием) является высокое содер-
жание никеля. Поэтому во время войны и в послевоенные годы разрабатывались подобные стали
с меньшим содержанием никеля. Так, вместо 18ХН2В4А, была предложена сталь, содержащая
(кроме вольфрама) около 2% Сг; 2®/» N1; 1,1—1,4% Мп и 0,06—0,12% Ti. В настоящее время при-
меняется (вместо 25ХНВА) сталь 30Х2Н2ВА с 0,27—0,34% С; 1,6—2,0% Сг; 1,4—1,8% Ni, 1,2—1,5% W.
Эти стали также имеют очень высокую ударную вязкость.
На устранение отпускной хрупкости и на прокалнваемость вольфрам влияет меиее эффектив-
но, чем молибден, одиако в нашей стране в последние годы были проведены обширные исследо-
вания, в результате которых предложен ряд новых марок конструкционной стали, легированной
вольфрамом, но почти не уступающей аналогичным сталям, легированным молибденом, по чув-
ствительности к отпускной хрупкости, прокалнваемости и механическим свойствам [см. 42J. Часть
марок с вольфрамом включена в последний стандарт. Это позволяет выбирать, в зависимости от
сырьевых ресурсов на данном этапе, между молибденовыми и вольфрамовыми сталями.
1 А. А. Бочвар. Журнал неорганической химии, 157, 1926, с. 319—320.
2 Е. Houdremont u. V. Ehtnicke. Arch. Elsenhuttenw., 3, 1929/30, S. 49—60.
3 G. Tammann. Z. Metallkde, 26, 1934, S. 97—105.
4 Однако в сложиолегнрованных твердых растворах коэффициент с в формуле А. А Бочвара
(?рекр= с'^пл^ значительно выше, чем 0,3—0,4 для чистых металлов. Его значения в случае твер-
дых растворов доходят до 0,7—0,8. Прим. ред.
251) Исследования, проведенные в последние годы в Советском Союзе [148, 5J, позволили ре-
комендовать в качестве жаропрочных высокохромистые стали (с 12—13% Сг), дополнительно леги-
рованные (кроме молибдена и ванадия) вольфрамом в количестве до 2% (сталь 1Х12В2МФ нли
ЭИ756) и до 4% (1Х12В4МФ или ЭИ757) и др. В сочетании с молибденом, ванадием, ниобием и
бором вольфрам (0,4—0,7%) сообщает стали с 12% Сг высокую релаксационную стойкость и дли-
тельную прочность при 550—580° С. В сталях, содержащих повышенное количество вольфрама (и
молибдена) в упрочнении участвуют и фазы Лавеса Fe2W (и Fe2Mo).
ВОЛЬФРАМ В КОНСТРУКЦИОННОЙ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОЙ СТАЛИ
765
улучшаемых сталях, чтобы получить особо высокую устойчивость против
ползучести в интервале 500—600° С (см. табл. 193).
Вольфрам в аустенитной конструкционной стали. Некоторое рас-
пространение получила присадка вольфрама к аустенитной хромонике-
левой стали. Если к хромоникелевой стали с 15—18% Сг и 8—15% Ni
добавить вольфрам в количестве до 3% и более, то предел текучести та-
кой стали будет выше (табл. 141). Это же справедливо для никелемар-
гапцовистой (см. стр. 480, т. I) и для других аустенитных сталей
(табл. 142). Влияние вольфрама связано, вероятно, с его сильной склон-
ностью к карбидообразованию. В соответствии с более высокими проч-
ностными свойствами повышается также предел усталости.
Таблица 141. Повышение предела текучести аустенитной стали
с 18% Сг и 8% Ni при присадке вольфрама
Свойства Аустенитная хромо- никелевая сталь с 0,6% W Аустенитная хромо- никелевая сталь того же состава без вольфрама
закалка с 1150° С закалка с 950° С закалка с 1150° С закалка с 950° С
Предел текучести: Мн/.vfi 280 440 250 380
кГ/мм? 28 44 25 38
Предел прочности: Мн/м2 630 730 630 720
кГ/мм2 63 73 63 72
Удлинение, % 62 46 64 45
Относительное сужение, % 69 62 70 60
Благодаря высоким значениям предела текучести и предела устало-
сти устойчивую против коррозии и одновременно тепло- и износоустой-
чивую (в связи с аустенитной структурой) сталь, содержащую 15% Сг;
15% Ni; 3% W и 0,4% С или 30% Ni, 12% Сг и 3% W, применяют для
изготовления турбинных лопаток. Известно, что в паровых турбинах
образуются при больших скоростях движения пара маленькие капельки
воды, оказывающие особо сильное изнашивающее действие на лопатки.
При этом воздействие коррозии и эрозии суммируется. Поэтому понят-
ны большие преимущества, которые имеет коррозионно- и износоустой-
чивая аустенитная сталь. В настоящее время для устранения эрозии на
стороне низкого давления часто наплавляют фаски износоустойчивыми
сплавами или закаливают. Для этого применяют нержавеющую сталь
с 15% Сг и соответствующим содержанием углерода, которая становит-
ся износоустойчивой после обычной закалки на воздухе.
Для турбинных лопаток исключительную роль играют также ока-
линостойкость и жаропрочность. О возможности коррозии под напряже-
нием при применении аустенитной стали для турбинных лопаток было
сказано на стр. 483 и 655, т. I.
Данные о влиянии вольфрама на механические свойства при повы-
шенных температурах в табл. 143 получены после получасовых испыта-
ний и не дают полного представления о поведении стали при длительной
нагрузке. Повышенная устойчивость стали с 0,4% С; 14% Сг; 14% Ni
против изменения размеров при нагреве благодаря наличию в ней 2—
3% W послужила основанием для применения ее в качестве жаропроч-
ной для клапанов авиационных моторов. Если содержание хрома повы-
Таблица 142. Состав, обработка и механические свойства хромоникелевой, хромоникелевольфрамовой и марганцевохромистой стали
с различным, содержанием вольфрама
Химический состав. % Термическая обработка Механические свойства
с Si Мп Ni Сг W предел текучести п едел прочности удлинение l=5d, । % . । относительное сужение, % ударная вязкость по DVM предел уста- лости и а по- лироваиных образцах магнитное насыщение в—И
Мн'м2 кГ мм2 Мн'м2 кГ'мм2 Мдж'м2 кГ-м см* Мн/м2- кГ'мм2 для //=800 ка'м мтл ДЛЯ //=10000 э ес
0,16 0,63 0,45 8,58 17,6 1200° С, вода 250 25 640 64 61 73 250 25
0,58 1,38 0,80 13,20 15,6 2,07 1050°С, вода; 700° С, воздух 400 40 840 84 30 37 —— — 380 38 — —
0,35 0,53 18,1 — 1,1 — 1000° С, вода 260 26 880 88,0 48 47 2,5 25 — 2 20
0,45 0,55 17.8 —• 1,1 1,0 То же 330 33 894 89,4 64 59 2,29 22,9 —. — 1,6 16
0,46 — 18,0 — 1,0 5,3 » » 450 45 1002 100,2 47 41 1,26 12,6 — — 1,6 16
Т аблица 143. Механические свойства при комнатной и повышенных температурах аустенитной хромоникелевой
и хромомарганцовистой сталей с вольфрамом
Химический состав , % Испытание иа растяжение при 20° С Испытание на растяжение при 7 00° С Испытание иа растяжение при 800° С
предел предел чГ ю (1 V О предел предел *53 Ш II <U о предел предел •а ю II <и О
текучсеп прочности текучести прочности X ч® X текучести прочности ХчС J3
с Si Мп Сг Ni W X х £ й X я ч . 9 ъ X ч н &
Мн'м2 кГ,мм2 Мн'м1 кГ,мм2 X X ч относи сужен! Мн'м2 кГ'мм2 Мн м1 кГ/мм2 X X 5s? ОТНОСИ' сужен к Мн/м2 кГ,'мм2 Мн м2 к Г мм2 а» X X ч О'" ОТНОСИ' сужен и
0,55 1,85 0,78 15,7 13,1 0,73 420 42 873 87,3 32 40 230 23 320 32,0 21 19 200 20 228 22,8 19 22
0,47 1,65 0,92 15,6 14,2 2,23 575 57,5 990 99,0 23 28 275 27,5 455 45,5 15,5 16,5 235 23,5 275 27,5 20 38,5
0,52 2,51 1,15 18,7 9,4 1,19 490 49 855 85,5 35 44 220 22 342 34,2 32 31 190 19 247 24,7 32 48
0,47 1,38 6,2 18,1 5,9 1,06 640 64 962 96,2 29,4 34 280 28 409 40,9 21,6 26 230 23 274 27,4 22,4 39
0,55 1,48 12,8 16,4 — 1,12 650 65 1023 102,3 14,2 14 310 31 378 37,8 20 28 170 17 186 18,6 35,4 72
ВОЛЬФРАМ В КОНСТРУКЦИОННОЙ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОЙ СТАЛИ
767
шается до 18—20%, а содержание никеля снижается до 10%, то меха-
нические свойства изменяются незначительно. Это вызывает при извест-
ных условиях даже повышение устойчивости стали против воздействия
серы, имеющейся в выхлопных газах авиационных моторов; воздействие
этих газов особенно опасно, когда в состав горючего моторов входит
антидетонатор, содержащий свинец (свинцовый тетраэтил). Подобные
же свойства стали можно получить, если никель полностью или частич-
но заменить марганцем (см. табл. 143).
Таблица 144. Предел ползучести (DVM) аустенитной стали,
содержащей титан, или ниобий, с присадкой вольфрама
Химический состав, % Предел ползучести при температуре, °C
500 550 600
с Si Мп Ni Сг Ti ыь W Мн м2 кГ мм- Мн м2 кТ^мм2 Мн м2 кГ!мм-
0,12 0,8 0,5 8 18 0,5 1 340 ~34 200 ~20 180 — 18
0,12 0,8 0,5 8 18 — 1,1 1 400 ~40 280 ~28 210 ~21
Для получения повышенной устойчивости против ползучести в не-
которые аустенитные стали для лопаток паровых и газовых турбин вво-
дят до 10% W наряду с другими элементами, например титаном, танта-
Рис. 596. Влияние присадки 2,5% W иа окалнно-
стойкость аустенитной хромоникелевой стали.
X 0,6. Нагрев в окислительных печных газах в
течение 50 ч при 1300° С [по A. Fry. Techn. Mitt
Krupp, t. I, 1933, S. 1—11]:
a — сталь c 0,1% C; 25% Сг и 20% Ni; 6 —
сталь c 0,1% C; 25% Cr; 2O°/o Ni и 2,5% W
лом, ниобием или молибденом, которые частично образуют карбиды,
частично — интерметаллические соединения. Соответствующие составы
сталей приведены в табл. 194. В табл. 144 приведены данные для двух
сталей. В жаропрочных аустенитных никелехромовых и кобальтохромо-
никелевых сталях при повышенном содержании вольфрама может на-
блюдаться эффект твердения благодаря выделению вольфрамидов, в ре-
зультате чего жаропрочность повышается. В этом случае нужна закалка
от 1100—1200° С с последующим нагревом для дисперсионного твердения
до 750—850° С. Иногда ковкой при этих температурах или холодной об-
работкой достигается дополнительное упрочнение. Дальнейшие сведения
о жаропрочных сплавах приведены в разделе «Ванадий» на стр. 924.
Влияние вольфрама на окалиностойкость до 900° С практически не-
заметно. При более высоких температурах, наоборот, установлено зна-
чительное ухудшение окалиностойкости, так как вольфрам не образует
хорошо сцепленного с металлом плотного слоя окалины и окислы его
разрушают пленку на жаропрочных сплавах (рис. 596).
768
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
б. Вольфрам в цементуемой стали
При относительно небольшой глубине цементации Гийе1, Гизен1 2 и
Тамман3 наблюдали, что в присутствии вольфрама глубина цементации
возрастает; при более глубокой цементации получается уменьшение
Рис. 597 Влияние вольфрама на глу-
глубины (рис. 597). Подобно всем карби-
дообразуюшим элементам, вольфрам уве-
личивает содержание углерода в поверх-
ностном слое (рис. 598), однако не в та-
ой степени, как хром. В • структуре
цементованного слоя вольфрамовой ста-
ли наблюдается очень сильная коагуля-
ция карбидов. Кроме того, вольфрамовая
сгаль, как показано на рис. 599, склонна
к образованию аномальной структуры,
что обусловлено образованием и выделе-
нием специальных карбидов и интерме-
таллидов. Вместе с тем вольфрам имеет
то преимущество, что способствует умень-
шению чувствительности к перегреву при
цементации, особенно при со-
бину цементации в смеси древесного
угля с углекислым барием [по Е. Ho-
udremont u Н. Schrader. Arch. Eisen-
huttenw., 8. 1934—1935, S 445—459]
Рис. 598. Влияние вольфрама иа содержание углеро-
да в поверхностном слое после цементации [по Е.
Houdremont u. Н. S. Schrader. Arch. Eisenhtlttenw..
8, 1934—1935, S. 445—459]-
1 — 10 ч; 2 — 30 ч; 3 — 60 ч
держании его выше 1,5%.
Склонность карбидов к коагу-
Рис. 599. Аномальная структура цемен-
тованного слоя вольфрамовой Стали с
1.5% W после 30-часовой цементации
в смеси древесного угля с углекислым
барием при 980—1000° С Х300 [по
Е. Houdremont u Н. Schrader. Arch.
Еisenh iittenw., 8, 1934—1935, S. 445—459]
ляции можно также считать преимуществом, так как это препятствует
образованию грубой цементитной сетки, обусловливающей хрупкость
наружного слоя.
1 L. Guillet. La Cementation des aciers au carbon et des aciers spSciaux. Mem. C R Trav.
Soc Ing. civ. France, 1904, 1, p 177—207,
2 W. Giesen Die Spezialstahle In Theorie und Praxis, Freiberg., 1909, S 21—22.
b G. Tammann. VDEh-Werkstoffausschuflber., № i4. 1922.
ВОЛЬФРАМ В СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ 769
В качестве легирующей присадки вольфрам вводится только в хро-
моникелевую сталь, свойства которой приведены на рис. 595. Так же как
и в улучшаемой, присадка вольфрама в цементуемой стали повышает
пластичность и предел прочности по сравнению с хромоникелевой сталью.
4. Применение вольфрама в стали
с особыми физическими и химическими свойствами
Влияние вольфрама на изменение некоторых физических свойств же-
леза показано на рис. 600. К настоящему времени это влияние еще мало
исследовано. При содержании вольфрама выше 10% изменения физиче-
ских свойств (например, электросопротивления) связаны с выделением
g-фазы. В железоникелевых текстурованных изопермах (см. стр. 497)
0,16 г-
0,1 б
10,0
9,2.
Теплопро-__
.водность
Плотность
««I
1
^0.06
О.ОЬ
ft o,oz
о
6,0
7,6
6,4
0,3
Y
£ “-“Удельное
электросопротивление
Б0'5
О,б
0,2
0,1
;1--------------------------
О 5 10 15 20 25 30
Содержание долыррата, %
Г 672
-588 ,
-506
-620 |
-
-86
-0
- \
£
Рис. 600. Влияние вольфрама на некоторые физические свойства
железа [по F. Stablein. Arch. Eisenhuttenw., 3, 1929—1930, S. 301—305]
вольфрам повышает магнитную проницаемость и удельное электросопро-
тивление, вследствие чего снижаются потери на вихревые токи. В железо-
хромистых изопермах влияние вольфрама также благоприятно (см.
рис. 500).
Вольфрам, как всякий карбидообразующий элемент, способен сооб-
щать стали в закаленном состоянии высокую коэрцитивную силу. Поэто-
му вольфрамовая сталь широко применяется для постоянных магнитов.
Стандартный химический состав такой стали колеблется в следующих
пределах: 0,60—0,75% С; 0,20% Si; 0,30% Мп; 0—1,0% Сг; 5,5—6,5 W.
Присадка хрома повышает прокаливаемость этой стали, причем
в большей степени, чем вольфрам. Вольфрамовую сталь для получения
оптимальных свойств закаливают в воде. Но так как закалка в воде свя-
зана с большой поводкой, а для магнитов сложной формы — и с воз-
можностью получения трещин, в вольфрамовую сталь присаживают до
1 % Сг. Это позволяет применять закалку в масле для изделий больших
размеров. Одновременно содержание углерода для этой закаливаемой
в масле стали сдвигают на верхний предел, т. е. около 0,75%. С повыше-
нием содержания углерода и при переходе от закалки в воде к закалке
в масле коэрцитивная сила повышается (влияние остаточного аустенита),
однако за счет снижения остаточной индукции (рис. 601).
Остаточная индукция вольфрамовой магнитной стали с 0,7% С и
6% W составляет 0,8—0,9 тл (8000—9000 гс), а коэрцитивная сила 5.6—
49 Э. Гудремоя, т. II
770
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
6 ка/м (70—75 э) против углеродистой стали с 1 % С, показывающей
0,7 тл (7000 гс) и 4 ка/м (50 э) соответственно 252\
В этой стали при отжиге сравнительно легко выпадает карбид WC,
не переходящий в раствор при обычной для магнитов температуре закал-
ки 820° С. То же самое происходит, если прокатка этой стали заканчи-
Рис. 601. Влияние содержания углерода иа
магнитные свойства вольфрамовой магнит-
ной стали (0,15—0,20% Si, 0,3% Мп, 0,2—
0,4% Сг и 6% W) при закалке в воде
(сплошная линия) и масле (пунктирная
линия)
Таким образом, необходимо по
вается при слишком низкой темпе-
ратуре. Магнитные свойства такой
испорченной нагревом вольфрамо-
вой магнитной стали приведены в
табл. 145253). На микрошлифах еще
до их полировки заметны выпавшие
мелкие карбиды вольфрама, а шлиф
оказывается мутным, молочного от-
тенка.
Различные плавки могут обла-
дать различной чувствительностью к
отжигу. Так, сталь одного и того же
состава, выплавленная с примене-
нием малоуглеродистого ферроволь-
фрама и карбида вольфрама, не-
смотря на тщательно проведенную в
высокочастотной печи плавку во
втором случае имеет неудовлетвори-
тельные свойства (табл. 146).Отсю-
да следует, что присутствие в шихте
труднорастворимого карбида (WC)
может являться затравкой, вызы-
вающей выпадение этого карбида,
возможности избегать отжига при
производстве вольфрамовой магнитной стали. Если же отжиг безусловно
необходим, то рекомендуется, чтобы продолжительность его была как
Таблица 145. Ухудшение магнитных свойств при отжиге вольфрамовой
магнитной стали
Обработка Коэрцитивная сила Н Остаточная индукция Вг Магнитная энергия ВГ.НС
ка/м э тл гс тл-(а м) —3 гс-э-10
После прокатки* Отжиг при 750° С в тече- ние 1 ч* * С поел еду юн 5,0—5,3 2,1—3,5 ^ей закалко 63—66 37—44 й с 820’ 1,12—1,09 1,11—1,12 С в воде. 11200—10900 11100—11200 5,6-5,7 2,3—4,0 700—720 400—500
252> О других недостатках углеродистой стали в качестве магнитной см. доп. J2D> на стр. 383.
253) Более вероятной причиной порчи вольфрамовой магнитной, как и низколегированной
инструментальной стали (см. стр. 75i) является коагуляция карбидов при длительном отжиге,
вследствие чего они труднее переходят в растворы [55]. Это подтверждается и данными табл. 145,
из которых видно, что остаточная индукция в результате порчи ие изменяется, а также рентге-
новскими исследованиями [60]. Наклеп, приобретаемый сталью в случае окончания ковки прн
слишком низкой температуре, облегчает коагуляцию карбидов. Независимо от этого наличие
трудиорастворимого карбида WC, если он при определенных условиях образовался или был введен
(см. табл. 146), »акже может вызвать порчу.
ВОЛЬФРАМ В СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ 77/
Таблица 146. Влияние труднорастворимого карбида вольфрама
на магнитные свойства вольфрамовой стали, выплавленной с присадкой
карбида вольфрама
Состав стали Способ выплавки1 Коэрцитивная сила Нс Остаточная индукция Вг Магнитная энергия
ка м э тл гс тл-(ка/м) гсэ
0,72% С; 5,76% W С присадкой карбида вольфрама 3,04 38,0 1,125 11250 427 3,4
0,71% С; 5,44% W 1 Закалка Обычный с 820° С в воде 5,16 64,5 1,09 10900 703 5,2
можно меньше. После горячей обработки только при нагреве выше
600° С наступает заметное понижение твердости стали. Следует иметь
в виду, что особенно опасен в отношении выпадения карбида WC интер-
вал 700—750° С 254>.
В целях уменьшения склонности к старению в вольфрамовую магнит-
ную сталь вводят несколько десятых процента кобальта. Введение до
1 % Сг снижает чувствительность вольфрамовой стали к отжигу. Вообще
же хромистая сталь с 3% Сг и 1% С обладает практически такими же
магнитными свойствами, как вольфрамовая с 6% W.
Поэтому по экономическим соображениям вольфрамовые стали в на-
стоящее время потеряли свое значение 255), не говоря уже о вытеснении
их сплавами типа алнико (стр. 1038) и оксидными магнитами (см.
стр. 1089), обладающими гораздо более высокой магнитной мощностью.
Для вплавляемых в стекло материалов вольфрам применяется как
тобавка в железоникелевые или железохромистые сплавы с целью
уменьшения пузыристости при плавлении; так же влияют присадки ко-
бальта или молибдена.
Благоприятного влияния вольфрама на коррозионные свойства стали
до сих пор не обнаружено. На рис. 596 было показано, что окалиностой-
кость с присадкой вольфрама даже ухудшается. Такое влияние вольфра-
ма понятно, так как окись вольфрама не образует такого плотного и
прочного слоя как окись хрома (см. стр. 873).
Устойчивость против воздействия водорода. В разделе «Хром»
(сгр. 699, т. I) было отмечено значение для устойчивости против воздей-
ствия водорода под высоким давлением и температуре стабильности
присутствующих в стали карбидов. На рис. 602 показано сильное влия-
ние вольфрама на устойчивость против водорода. Достаточно ввести
в сталь 1 % вольфрама, чтобы при данных условиях существенно сдви-
нуть зону устойчивости до более высоких температур. В соответствии
с этим чистый порошкообразный карбид WC, применяющийся в произ-
254) Наиболее опасная температура отжига зависит от продолжительности выдержки при ней.
но во всех случаях оиа для вольфрамовой стали лежит выше указанной здесь. При продолжитель-
ности выдержки 3 ч эта температура составляет около 950° С [231. Полное исправление испорчен-
ной стали происходит после нормализации с 1050—i200p С.
26Б) Следует все же заметить, что магнитные свойства хромистой стали с (3°/о Сг и 1% С)
хуже, чем вольфрамовой, и что она также чувствительна к отжигу (подвержена порче). Наиболее
опасная температура отжига у хромистой стали — около 800° С [23]. Ее преимущество перед воль-
фрамовой сталью — только экономическое.
49*
772
ВОЛЬФРАМОВАЯ СТАЛЬ
водстве твердых сплавов, не разлагается при 100-часовом нагреве на
600° С под давлением 30 Мн/м2 (300 ати). Так как вольфрам повышает
длительную прочность сплавов, то при введении его в сталь достигается
одновременно и улучшение механических свойств, и повышение устойчи-
вости против
Рис. 602. Влияние молибдена и вольфрама иа уменьшение
поперечного сечения при нагревании в водороде [3 Гн]мг
(300 кГ}см2. 100 ч)] [по F. К. Naumann. Techn. Mitt. Krupp.,
Forschungsber., 1, 1938, S. 223—243]
5. Некоторые данные о влиянии вольфрама
при изготовлении и обработке стали
Для выплавки вольфрамовой стали пригодны как основные, так и
кислые мартеновские печи и в особенности электропечи. Так как воль-
фрам окисляется легче, чем железо, то при введении ферровольфрама
в мартеновскую печь происходит большая или меньшая потеря легирую-
щего элемента; в основных печах угар значительно выше, чем в кислых.
Это указывает на более слабое окисляющее действие при плавке на кис-
лом поду. Надо иметь в виду и разницу в способности основного и кисло-
го шлака связывать вольфрамовую кислоту. При применении вольфра-
мового скрапа в окислительной плавке большая часть ценного металла
теряется, поэтому имеющиеся отходы нормально переплавляют в элек-
тропечах, восстанавливая образующийся шлак.
Однако возможно и в мартеновской печи сохранить до 90% приса-
женного вольфрама, если обращать внимание на ведение шлакового
режима (в частности, сохранять небольшие количества шлака). При со-
блюдении предосторожностей и руководствуясь физико-химическими за-
конами (например, законом действующих масс), возможно также восста-
новить в стальной ванне вольфрам из вольфрамовой руды *. 1
1 F. Bardenheuer. Закрытые сообщения. VDEh, № 28, 1941.
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ 773
Индукционные печи имеют известное преимущество перед дуговыми.
Вследствие высокого удельного веса легирующие присадки опускаются
на подину и могут быть растворены лишь при энергичном перемешива-
нии ванны. Хорошее электродинамическое перемешивание стали в индук-
ционных печах обеспечивает полное растворение ферросплава за корот-
кое время. О трудностях при изготовлении магнитной стали было сказа-
но на стр. 770—771.
Плохая теплопроводность высоколегированной вольфрамовой стали
требует большой осторожности при нагреве ее перед ковкой, при отжиге
и т. д. В разделе «Быстрорежущая сталь» (стр. 871) будут рассмотрены
особенности ее при ковке и прокатке. Ковка окончательного профиля
при низких температурах, близких к критическим точкам, облегчает вы-
падение стабильного карбида вольфрама. Однако в рифельной стали
с 1,5—1,8% С и 5—-8% W эти карбиды выделяются при смягчающем от-
жиге при температуре около независимо от того, когда закончена
была ковка этой стали — выше или ниже 900° С. Наряду с выпадением
карбида вольфрама часто наблюдается также и выпадение графита, т. е.
и эта сталь склонна давать черный излом. Это обстоятельство заслужи-
вает особого внимания потому, что по установившемуся взгляду элемен-
ты, образующие стабильные карбиды, препятствуют образованию черно-
го излома. Данный случай показывает, что оснований для такой общей
закономерности нет 256>.
Другая особенность вольфрамовой стали заключается в ее склонно-
сти к поверхностному обезуглероживанию при нагреве. Например, сереб-
рянка с 1 % С и 1 % W обезуглероживается значительно легче и быстрее,
чем сталь без вольфрама. Поэтому нагрев вольфрамовой стали должен
производиться очень осторожно, в особенности когда она должна приме-
няться без снятия слоя с поверхности при дальнейшей обработке. Отжиг
катанки перед волочением проволоки производится в открытых печах
для того, чтобы происходило образование окалины, а не обезуглерожи-
вание (см. стр. 230).
Чувствительность вольфрамовой стали к пережогу при нагреве перед
горячей механической обработкой не больше, чем нелегированной стали,
поскольку речь здесь идет о проникновении кислорода в металл.
Е. Молибденовая сталь
1. Общая часть
а. Система железо — молибден
Молибден принадлежит к той же группе периодической системы, что
и хром и вольфрам; подобно им, он имеет объемноцентрированную ре-
шетку и сужает у-область. Диаграмма состояний сплавов железо — мо-
либден (рис. 603) имеет поэтому большое сходство с диаграммой желе-
зо— вольфрам. При 1100° С сплавы, содержащие больше 3% Мо, явля-
2S6) Применительно к чугуну давно известно, что такие карбндообразующие элементы, как
вольфрам, цирконий, титаи, при содержании их в небольших количествах, по-видимому, до пре-
дела их растворимости в цементите, способствуют графитизации. В таких количествах оии, оче-
видно, должны способствовать и образованию черного излома в стали. О возможной причине та-
кого их влияния см. [5]
714
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
W ZQ 30 4(7 50 ВО 70 во so
Содержание молибдена, 7. (атоме.)
Рис. 603. Диаграмма состояния системы железо — молиб-
ден [по Л1. Hansen. Der Aufbau der Zweistoffiegierun-
gen. Berlin, Springer, 1936, S. 689 с исправленной гра-
ницей растворимости для Е-фазы]
ются уже чисто ферритными. Таким образом, здесь также можно
различать сплавы с полным уa-превращением, полуферритные и фер-
“ е при понижении температу-
ры быстро смещается и при
комнатной температуре на-
ходится около 3% Мо.
Состав изолированной
е-фазы с учетом известной
растворимости в ней железа
оказался в удовлетворитель-
ном соответствии с форму-
лой РезМог *. Согласно ис-
следованиям Арнфельта и
Вестгрена *, она имеет ром-
бическую структуру, кото-
рая, однако, соответствует
формуле Fe7Mo6. Такой со-
став получается лишь после
очень длительного нагрева;
при непродолжительных вы-
держках или в более бедных
молибденом сплавах часть
атомов молибдена замеща-
ется атомами железа.
Сплавы с 3 до 35% Мо,
аналогично сплавам желе-
зо— вольфрам, могут быть
термически обработаны на
дисперсионное твердение.
При этом практически при-
меняется отпуск около
700° С, когда выделение е-
фазы проходит довольно
быстро. Исследований о вы-
делении этой фазы при бо-
лее низких температурах и длительных выдержках и, вероятно, о воз-
никающем при этом «подготовительном» состоянии не имеется* 1 2 3.
На рис. 604 показано, что у сплава с 23,4% Мо можно достигнуть
твердости 60 777?С, коэрцитивной силы около 16 ка)м (200 э) при оста-
точной индукции 0,8 тл (8000 гс) и магнитной энергии (ВН)макс около
5 тл-ка/м (620000 гс-э). При дополнительном легировании кобальтом
свойства могут быть сильно улучшены, в силу чего сплавы железо — ко-
бальт— молибден (см. ниже раздел «Кобальт») получили распростране-
ние в качестве сплавов для постоянных магнитов, уступающих, однако,
магнитам из железоникельалюминийкобальтовых сплавов.
Соединение РезМо2 соответствует £-фазе в сплавах железо — воль-
фрам. Кроме него, имеется еще соединение Fe2Mo, которое соответствует
е-фазе Fe2W. Однако существование этого соединения спорно4
* Е. Houdremont, W. Koch и. Н. J. Wiester. Stahl u. Eisen, i949, 69, S. 73—79.
1 H. Arnfelt u. A. Westgren. Jernkont. Ann., 119, 1935, S. 185—196.
2 Такие исследования были произведены Б. Г. Лившицем и О. Н. Альтгаузен (Качественная
сталь, 1934, № 4, с. 50), которые не обнаружили «подготовительного» состояния в сплавах желе-
зо — молибден. Прим, ре д.
3 Р. М. Залетаева, Н. Ф. Лашко, М. Д. Нестерова и С. А. Юганова. ДАН, 81, 1951, с. 415—416.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО—МОЛИБДЕН, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
775
(см. стр. 745). Фазовые границы его еще неизвестны. Далее, в системе
железо — молибден встречается еще одна фаза, приблизительно отве-
чающая соединению FeMo и обозначенная на диаграмме как трфаза; по
Рис. 604. Изменение твердости и магнитных свойств при дисперсионном твердении
закаленного от 1200° С железомолибденового сплава с 23,4% Мо [по К. S. Seljesa-
ter а. В. A. Rogers. Trans. Amer. Soc. Steei Treat., 19, 1932, p. 553—567]
структуре она соответствует ст-фазе системы железо — хром (см.
табл. 87). Эта фаза появляется лишь в узком интервале концентраций;
она устойчива только выше 1180° С и плавится при 1540° С1.
б. Сплавы железо — молибден, содержащие углерод
Молибден является карбидообразующим элементом. В системе же-
лезо — молибден — углерод наряду с карбидом РезС, в котором извест-
ное количество атомов железа может замещаться атомами молибдена,
имеются карбиды МоС и Мо2С 1 2- 25Д Найдена, кроме того, низкотемпера-
турная модификация карбида МоС, которая встречается, однако, не
в сталях, а в чистых сплавах молибден — углерод3. Кроме двойных, об-
разуются тройные карбиды типа (Мо, Fe)23C6 и (Mo, Fe)6C, в которых
вероятное соотношение атомов железа и молибдена составляет Fe21Mo2C6
и Р'езМозС. Куо4 упоминает далее о тройном карбиде неизвестного со-
става и структуры, который должен лежать между двумя названными
выше карбидами. В табл. 147 приведены данные о всех известных к на-
стоящему времени карбидах системы железо — молибден — углерод,
причем только этот упомянутый карбид обозначен формулой (Мо, Ре)аСб.
Карбид (Мо, Ре)2зС6 образуется преимущественно тогда, когда
в сплаве содержится хром. В этом карбиде могут растворяться как же-
лезо, так и хром, вольфрам и молибден; поэтому он должен присутство-
вать во всех сталях соответствующего состава, особенно в жаропрочных
и быстрорежущих. Карбиды систем Fe — Мо — С и Fe — W — С облада-
ют одинаковой структурой.
На рис. 605 нанесена также область существования карбида
Fe21Mo2C6(M23C6), хотя такой карбид, вероятно, отсутствует в чистых
сплавах Fe — Мо — С в состоянии равновесия. В табл. 148 структура
1 Н. J. Goldschmidt. Research, 1949, р. 343—344; Р. Greenfield а. Р. A. Beck. J. Metals, 6.
1954, р. 253—257.
2 Н. J. Goldschmidt. J. Iron Steel Inst., 160. 1948, p. 345—362.
г57> См. доп. 243> к стр. 747.
’ К. Kuo a. G. Hagg. Nature, 170, 1952, p. 245—246
4 K. Kuo. J. Iron Steei Inst., 173, 1953, p. 363—375; Jernkont., Ann., 137, 1953, S. 141—148.
1
776
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Таблица 147. кристаллографические характеристики карбидов
системы железо—молибден—углерод*1
Карбид Кристаллическая решетка Параметры решетки Число структурных единиц в элементар- ной решетке
НМ О А
FesC Ромбическая IT, ° о" о’ II II II <3 а= 4,514 Ь= 5,079 с= 6,730 4
МоС Гексагональная а =0,29. с = 0,28 а= 2,898 с= 2,809 1
МоС*2 » а = 0,29 с= 1,09 а= 2,932 с= 10,97 4
Мо2С » а= 0,30 с = 0,47 а= 3,022 с= 4,724 1
(Mo, Fe)2s С6, (Fe21, Мо2С6) Кубическая а = 1,05 а= 10,52 4
(Mo, Fe)6C, (FesMo3C) (Mo, Fe)aC6 » Неизвестно а = 1,108 а= 11,08 16
*' К. Кио. J. Iron Steel Inst. 173, 1953, р. 363—37S. Низкотемпературная модифика-
ция, встречается только в сплавах молибден — углерод; в сталях она отсутствует.
карбидов сопоставлена с отношением молибдена к углероду (в атомных
процентах). Оказывается, что и здесь при изотермическом превращении
или при отпуске сначала образуются карбиды, сильно отличающиеся от
С
Содержание молибдена, 7, (атомн.)
Рис. 605. Стабильная диаграмма равновесия системы
железо — молибден — углерод при 700° С [по К. Кио.
Jernkont. Ann., 137, 1953, S. 141—148]
равновесных. Дальнейшее вза-
имодействие между карбидами
и ферритной основой при дли-
тельных выдержках приводит
в конечном итоге к стабильно-
му равновесному состоянию.
При этом появляются карбиды
нескольких видов, такие как
М02С, МгзСб и недавно выяв-
ленный карбид 2ИаСь, которые
являются лишь переходными
фазами и исчезают при дли-
тельных выдержках. При низ-
ком атомном отношении мо-
либдена и углерода образуется
только карбид РезС, который
содержит молибден, остающий-
ся в нем после очень продол-
жительного нагрева; можно
считать, что в этом случае наб-
людается состояние равнове-
сия. С увеличением атомного
отношения Мо: С после продолжительного нагрева наряду с РезС появ-
ляется карбид МоС. При дальнейшем повышении этого отношения РезС
исчезает и в состоянии равновесия остаются только переменные количе-
ства МоС и М6С. При большом преобладании молибдена (сплав 11) пос-
ле длительного нагрева наряду с карбидом М6С появляется интерметал-
лическое соединение, которому присвоена формула Fe?Mo6, отвечающая
е-фазе.
Таблица 148. Карбидные реакции в молибденовых сталях?1
Обозначение стали Содержание % Атомное от- ношение Мо : С После изо- термического превраще- ния** при 700° С с вы- держкой 24 ч После закалкн*’ и отпуска при 700° С указанной продолжительности (данные рентгеноанализа изолированных карбидов)
С Мо 3 мин 1 4 25 ч 100 ч 500 ч 2000 ч 5000 ч
1 1,04 0,32 0,039 FCgC Fe3C Fe3C Fe3C Fe3C Fe3C Fe3C Fe3C
2 0,46 0,32 0,087 МззСв Fe3C Fe3C Fe3C Ре3С 4"№зСв Fe3C 4~ Fe3C + MoC Fe^G 4- MoC
3 0,54 0,51 0,125 AfaaCg Fe3C Fe3C Fe3C Fe3C + MoC Fe3C + MoC Fe3C + MoC Fe3C 4- MoC
4 0,54 0,82 1,190 МгзСд Fe3C FeaC F63C 4~ Мо2С Fe3C + Mo2C Fe3C + MoC Fe3C + MoC Fe3C 4- MoC
5 0,23 0,80 0,435 •М 2 з^б 4* Мо gC Fe3C Fe3C Fe3C + Мо2С Fe3C + + Mo2C + + MaCb Fe3C 4- 4~ Mo2C 4~ + MaCb + 4- MoC MoC + Fe3C MoC 4- Fe3C
6 0,42 2,85 0,850 Мо2зС6 + 4~ М02С Fe3C 4~ Mo2C Fe3C + + Mo2C 4- + MaCb М<£ь + 4“ MogC 4“ + Fe3C МаСь + 4- Mo2C 4~ + M23Ce Macb + + M23Ca MaCb 4~ 4- Л4в3Св 4- 4-MoC MaCj 4~ 4" M23Ca 4- 4-MoC
7 0,42 4,08 1,22 Мо2С 4- 4" Мо6С 4~ + M23Ce Mo2C Mo2C Mo2C + -f- МаСь 4-Mo2G Л^аС^4~ Mo2C + 4~ MeC4-MoC MoC 4- MeC
8 0,38 5,15 1,70 Л1дС 4" МО2С Mo2C Mo2C Mo2C + M„C MeC + + МаСь + 4-Mo2C A4eC+MaCj MaCfc 4- 4~ M6C4-MoC Al(jC 4~ MoC
9 0,18 3,88 1,72 Л4вС Mo2C Mo2C 4* +Mec AlgC 4~ Mo2C MeC M9C MeC 4- MoC MeC 4- MoC
10 0,23 6,10 3,32 М6С Mo2C 4" M(jC AlgC 4” MOgC M6C MeC M9C MaC M8C
И 0,20 8,15 5,09 — — — — M6C M6C MgC (4~ + Fe7Mo6) M6c (4- 4- Fe,Moe)
•* К- Кио. J. Iron Steel Inst., 173, р. 353-375. Jernkont для сталей 9—11. *3 Карбиды ие были полностью растворены Ann , 137, 1953, S. 141--148. *2 Температура аустенизации: 1300° С для сталей при нагреве на 1200° С (под закалку). При более высоких температурах появляется 1—8; 1200° c б-феррит.
778
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Рис 606 Влияние молибдена
и углерода иа тип карбидов
образующихся в молибденовых
сталях после закалки и отпу
ска при 600° С Тип карбидов
определен рентгенографиче
ским методом [по W Crafts а
С М Oflenhauer Trans Amer
Inst Ahn Met Engrs 154
1913 p 361—373]
Содержание молибдена G стали %
Рис 607 Содержание молибдена и углерода в
изолированных карбинах отожженных молибде
новых сталей с ~ 1 «% С в зависимости от со
держания молибдена в стали [по Е Hoad
remont W Koch u H J Wiester Stahl u
E’sen 69 1949 S 73—79]
Содержание углерода, (помассе)
Рис 608 Вертикальные разрезы системы железо — молибден — углерод при 2 4 10 и
20% Мо [по IF Р Sykes Metals Handbook Amer Soc Met, Cleveland 1948 p 1253
T Taket Rinzoku no Kenkyu 9 1932 p 97—124 a 142 173 J S Marsh Приложение 1
Alloys of Iron and Molybdenum New York, 1932]
a — гомогенный твердый раствор в а железе, у — гомогенный твердый раствор в у железе
С — цементит (Fe Mo)sC со — специальный карбид (Мо Ее)гзС6 е — интерметаллическое
соединение FesMi?
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО—МОЛИБДЕН, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
779
Для технических целей можно руководствоваться приведенными на
рис. 606 данными о типах карбидов. Как показывает наличие карбида
Мо2С, здесь не достигается состояние равновесия. На рис. 607 показано
содержание молибдена в карбиде после перлитного превращения и 8—
10-часового нагрева при 750—800° С.
На рис. 608 представлены сечения тройной системы железо — мо-
либден — углерод для 2; 4; 10 и 20% Мо; так как во многих случаях при-
мененные выдержки были недостаточны для установления окончатель-
ного равновесия, приведенные данные нельзя принять безоговорочно.
Рис. 609 показывает, что при низком содержании углерода преобладает
суживающее у-область влияние молибдена, которое приводит к образо-
ванию структуры у + а; при высоких содержаниях углерода происходит
связывание молибдена в нерас-
творимые карбиды. Тот факт, что
при 4% Мо еще имеется у-об-
ласть, указывает на смещение
углеродом границ у-области к
более высоким содержаниям мо-
либдена.
Для превращений существен-
но, что коэффициент диффузии
молибдена в у- и а-растворах
очень мал, причем для а-раство-
ра во много раз больше, чем для
у-раствора. В присутствии углеро-
да коэффициент диффузии молиб-
Содертание углерода, %
Рис. 609. Область существования v-фазы в
сплавах железо — молибден — углерод [по
A. J. Her zig Metals Handbook. Amer. Soc.
Met.. Cleveland, 1948, p. 468-473]
дена в у-растворе увеличивает-
ся *. Молибден уменьшает коэф-
фициент диффузии углерода в
у-растворе ниже 1000° С, в то вре-
мя как в интервале 1000—1200° С он
практически не меняется, а при бо
лее высоких температурах даже увеличивается 2. В присутствии молиб
дена самодиффузия железа затрудняется; это указывает на то, что мо-
либден повышает температуру рекристаллизации а-железа.
Рис. 610 показывает, что в стали с 0,15% С при повышении содержа-
ния молибдена наблюдается сильное увеличение гистерезиса только
превращения At. При 0,35% С точки Аг3 и Л/у сильно снижаются, сме-
щаясь к области промежуточного превращения (Arz). Таким образом,
здесь благодаря замедлению диффузии углерода гистерезис между пре-
вращениями А3 и Л1 увеличивается примерно одинаково. При 0,9% С ги-
стерезис превращения Л] сильно увеличивается. Положение появляющей-
ся при повышенной скорости охлаждения (90° С/мин) мартенситной точ-
ки (Аг" на рис. 610) практически не зависит от содержания молибдена.
В сталях с 0,40—0,45% С добавки молибдена мало замедляют до-
эвтектоидное образование феррита и почти не влияют на температуру
начала этого превращения (рис. 611), но значительно замедляют обра-
зование перлита и ~ на 100° С повышают температуру максимальной
скорости превращения. Это относится и к стали с содержанием 0,8% С.
Парцель и Мейл установили, что при этом значительно уменьшаются
число зародышей и скорость их роста. При наличии 1 % Мо скорость рос-
' / L, Ham. Trans. Amer. Soc. Met., 35, 1945, p. 331—361.
2 J. L. Ham, R. M. Parke a. A. J. Herzig Trans. Amer. Soc. Met., 31, 1943, p. 877—896.
789
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Температура’С
Содержание молибдена,’/.
Рис. 610. Сдвиг критических точек стали с различным содержанием углерода, вызываемый молиб-
деном [no Б. Houdremont u. Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp, Forschungsber., 2, 1939, S. 23—46]
800
700
ООО
§ 500
il MO
300
200
Начала tpep- Перлитное
диращ£у Пре'превращение^
HUH
начало—л
Начало <рер- Перлитное
ратного пре- превращение;
Оращг'ения ипипла,______
и <
(----1---------------
V \
\ ___\ Промежуточное.
\ \ превращение:
начала конец
1ч
Юень
'начала
коней,
Промежуточное
превращение;
KOHeui
1ч
1день
1 10 10г 103 10* 10s 1 10 10* 103 10* 10s
Время, сек
Рис. 611. Влияние молибдена иа изотермическое превраще-
ние сталей с содержанием около 0*4% С. Температура ау-
стенизации 845° С [по J. R. Blanchard, R. М. Parke а.
A. J. Herzig. Trans. Amer. Soc. Met., 29, 1941, p. 317—338]
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО—МОЛИБДЕН, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
781
та зародышей перлита примерно на два порядка меньше, чем в чисто уг-
леродистой стали (см. рис. 375).
В заэвтектоидных сталях (рис. 612) начало доэвтектоидного образо-
вания карбидов смещается к области промежуточного превращения, как
и в других заэвтектоидных сталях (марганцовистых, хромистых). У ста-
ли с молибденом начало превращения несколько сдвинуто к более дли-
тельным выдержкам.
Все содержащие молибден стали отличаются высокой скоростью пре-
вращения в промежуточной области, причем температура максимума
скорости превращения в перлитной области повышается, а в промежу-
точной области понижается. В результате этого обе области превращений
Время, сея
Рис. 612. Влияние молибдена иа изотермическое превращение
сталей с содержанием около 1.2% С. Температура аустенизации
925° С [по 1. R. Blanchard, В. М. Parke a. A. J. Herzig. Trans.
Amer. Soc. Met., 31. 1943, p. 849—876]:
a — 1,19% C, 0,28»/. Si, 0,77% Mn, 0,33% Mo; 6 — 1,18% C,
0,29% Si, 0,76% Mn, 0,009% Mo
оказываются разделенными. При этом промежуточное превращение, не-
смотря на довольно низкую его температуру, проходит раньше, чем обра-
зование перлита, и даже раньше, чем доэвтектоидное образование фер-
рита (см. рис. 611). Это объясняется тем, что образование феррита
в перлитной области происходит диффузионным, а в промежуточной об-
ласти — сдвиговым путем. Последнее существенно не зависит от содер-
жания молибдена, который почти не влияет на положение мартенситной
точки. Диффузионное образование феррита, напротив, значительно
замедляется, так как молибден затрудняет самодиффузию железа. Силь-
ное влияние молибдена на перлитную область по сравнению со слабым
воздействием его на промежуточную область видно из рис. 613.
Как вытекает из хода кривых доэвтектоидного выделения карбидов
(рис. 612, а и б), добавки молибдена увеличивают время, требующееся
для выделения карбида, лишь в соотношении приблизительно 1 : 5, при-
чем процесс карбидообразования продолжается вплоть до сравнительно
низких температур. Следовательно, замедление конца превращения пер-
лита в соотношении до 1 :25000 под влиянием молибдена не может быть
752
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
613. Влияние молибдена на изотермическое превраще-
на л ей с 0,77—0,79% С и 0,70—0,76% Мп, выраженное
Рис.
ине
отношением времен, требующихся для протекания полного
превращения в молибденовой стали и в нелегированиой
эвтектоидной стали [по /. R. Blanchard. R. М. Parke а.
A. J. Merzig. Trans. Amer. Soc. Met.. 31, 1943, p. 849—876]
основано только на торможении образования карбидов, хотя именно
с этого и начинается превращение, а обусловливается прежде всего тем,
что затрудняется образование феррита из-за заторможенной молибденом
диффузии атомов основы; последнее подтверждается повышением тем-
пературы рекристаллизации. При этом надо учесть, что вследствие более
высокой растворимости молибдена в a-железе, чем в у-железе, образую-
щийся феррит может обогащаться молибденом. Благодаря этому рас-
творимость в нем углерода понижается до такой степени, что из него
могут при дальнейшей выдержке выделяться дисперсные частицы спе-
циального карбида1. Указания Хультгрена и Хабракена1 2 о появлении
«морщинистого» феррита и перлита различных форм в зависимости от
вида образовавшегося
при превращении карби-
да нуждаются в более
тщательном исследова-
нии. Для превращения в
промежуточной области,
в которой образование
феррита, подобно обра-
зованию
протекает
тем,
диффузии атомов ос-
новы уже не играет суще-
ственной роли; поэтому
понятно, что молибден
может лишь немного за-
труднять это превраще-
ние и образование мар-
тенсита.
Для процесса карби-
дообразования в молибде-
новых сталях имеется об-
щее правило: специаль-
мартенсита^
сдвиговым пу-
торможение
ные карбиды образуются
только в температурной области перлитного превращения благодаря
достаточной диффузионной подвижности атомов молибдена, и то лишь
при длительных выдержках (см. табл. 149). Следует напомнить, что по
аналогии с хромистыми сталями при коротких выдержках сначала про-
исходит выделение карбида железа. В сталях с высоким содержанием
молибдена выделение из феррита специальных карбидов в очень тонко-
дисперсной форме происходит тотчас же после превращения в верхней
перлитной области около 700° С (см. рис. 992). При превращении в про-
межуточной области или при дальнейшем отпуске этой структуры,
а также мартенсита вплоть до температур порядка 500° С выделяется
только железный карбид, содержащий молибден3 Выделяющиеся при
очень длительных выдержках в районе 500°С специальные карбиды
(Мо2С) благодаря неравновесному состоянию обладают крайне тонкой
дисперсностью, что оказывает существенное влияние на поведение ста-
ли при длительной работе в условиях высоких температур 3.
1 A. Hultgren и др. Kungl. Svenska Vetenskapsakad Handl., 4, Ser., 4, № 3, Stockholm, 1953-
2 L. Habraken. Sur la Metallographic electronique, Liittich, 1953.
3 F. Wever, A. Krisch u. H. J. Wiester. Arch. Eisenhiittenw., 26, 1955, S. 463—474.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО—МОЛИБДЕН, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
783
Сравнительно медленное протекание превращения в перлитной об-
ласти по сравнению с промежуточной способствует тому, что в молибде-
новых сталях при нормальной скорости охлаждения обнаруживается
значительное количество промежуточной структуры. Крупнозернистый
аустенит, образующийся, например, при перегреве стали, снижает кри-
тическую скорость охлаждения и еще более благоприятствует появлению
промежуточной структуры. По-
этому именно в этих сталях впер-
вые наблюдалось подобное строе-
ние, которое рассматривали пер-
воначально как особую структу-
ру, свойственную молибденовым
и вольфрамовым сталям («молиб-
деновая структура»)1 (рис. 614).
В крупных поковках из молибде-
новой стали несмотря на замед-
ленное охлаждение после ковки
часто наблюдается характерная
структура промежуточного пре-
вращения аустенита, особенно в
тех случаях, когда при повышен-
Рис. 614. Промежуточная структура («молибденовая структура») наряду с грубопластинча-
тым перлитом в молибденовой стали с 0,17% С и 0,7% Мо:
а — Х100; б — Х1000
ной температуре и недостаточной степени уковки образуется крупнозер-
нистая сердцевина поковки1 2. При улучшении этих поковок (даже с
применением резкого охлаждения) мартенсит образуется лишь в поверх-
ностном слое, в то время как в остальном сечении происходит проме-
жуточное превращение, существенно не ухудшающее свойств стали.
Только появление в структуре перлита ослабляет влияние улучшения
на свойства.
С технической стороны преимущество молибдена заключается
в уменьшении критической скорости охлаждения; влияние этого элемен-
та значительно сильнее, чем влияние такого же количества хрома. Оно
проявляется и в более раннем начале мартенситного превращения. Та-
1 A. Portevin. J. Iron Steel Inst., 104, 1921, p. 141—144.
2 E. Maurer u. H. Kars chan. Stahl u. Eisen, 53, 1933, S. 209—215, 243—251 u. 271—281.
784
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
ким образом, молибден улучшает способность стали к сквозному улуч-
шению, повышая прокаливаемость (рис. 615). Для практических целей
можно принять, что 1 % Мо улучшает прокаливаемость в такой же сте-
пени, как 2% Сг. Кроме того, молибденовые стали, как и другие стали,
Расстояние от закаленного тоста. мм
Рис. 615. Повышение прокаливаемое™ под влиянием молибдена, характеризую-
щееся кривыми торцовой закалки (а — углеродистая сталь; б — хромистая сталь).
Для сравнения приведены данные для хромоникелемолибдеиовой стали:
а — по Atlas of Isothermal Transformation Diagrams. United States Steel, Pittsburgh,
1951; 6 —no A. Rose, IF. Peter u. IF. Strassburg, Atlas zur WSrmebehandlung der
Stable. Teil II. Dusseldorf, 1954.
№ кривой Марка стали Содержание элементов, % Темпера- тура закалкн °C
с Мп Сг Мо Ni
1 0,63 0,87 810
2 0.68 0,87 — 0,24 — 900
3 34СгМо4 0,37 0,65 1,08 0,20 0,27 850
4 36CrNiMo4 0,36 0.64 1,12 0,25 1 ,23 840
5 34Сг4 0,35 0.65 1,11 0,05 0,23 850
Рис. 616. Изменение твердости конструкционной стали с 0.4% С и различным содержанием
молибдена при отпуске после закалки с различных температур
легированные карбидообразующими элементами, мало чувствительны
к перегреву.
Влияние молибдена как карбидообразующего элемента сказывается
на повышении устойчивости против отпуска, особенно после закалки от
высоких температур, как видно из рис. 616 для стали с 0,4% С. Это и
МОЛИБДЕН В ЖЕЛЕЗОХРОМОНИКЕЛЕВЫХ СПЛАВАХ
785
в данном случае обусловлено выделением в критической температурной
области тонкодисперсных специальных карбидов.
Повышенная устойчивость сталей такого типа против отпуска стано-
вится заметной уже при закалке с 900° С. Сталь с 6% Мо после закалки
с 900° С имеет меньшую твердость, чем сталь с более низким содержани-
ем молибдена, так как часть углерода еще связана в нерастворимые
карбиды молибдена. После закалки с 1300° С наблюдается обратная
картина.
Возрастание твердости закаленной от высокой температуры стали
по мере повышения содержания в ней молибдена указывает на уменьше-
ние количества остаточного аустенита (рис. 616). Так как молибден поч-
ти не влияет на мартенситную точку, можно полагать, что при охлажде-
нии от температуры до комнатной мартенситное превращение проис-
ходит тем полнее, чем больше в стали молибдена.
Куо исследовал превращения 6-феррита в полуферритной молибде-
новой стали с 0,2% С и 8% Мо *. Так же как в полуферритной хромис-
той стали, благодаря обратному смещению границ области у + а (см.
рис. 608) реакция 6 у + карбид протекает подобно реакции образо-
вания перлита и начинается также с образования карбидов. В результа-
те возникает пластинчатая структура (6-эвтектоид), вполне соответст-
вующая перлиту, в которой расстояния между пластинками при сниже-
нии температуры превращения сильно уменьшаются. Если 6-феррит
испытывает превращение при более быстром охлаждении и несколько
более низких температурах, то из-за недостаточного развития диффу-
зионных процессов может образоваться игольчатая структура1 2, по-ви-
димому, посредством сдвигового механизма превращения.
в. Молибден в железохромоникелевых сплавах
Молибден добавляют в аустенитные сплавы для улучшения их кор-
розионных и жаропрочных свойств (подробнее см. ниже). В тройной си-
стеме железо — хром — никель молибден расширяет область a-фазы и.
растворяясь в о-фазе, расширяет область у + о1; область а + у и область
а + у + о, напротив, при этом сужаются (см. рис. 493, б). Температура
образования о-фазы повышается. Поэтому в стали типа 18/8 с добавка-
ми 2—3% Мо при 1050° С образуется 6-феррит, а в процессе отжига при
500—970° С—сг-фаза3. Сигма-фаза сравнительно быстро образуется
из 6-феррита; при этом остаточный феррит настолько сильно обедняет-
ся хромом, что становится неустойчивым при температурах отжига и
превращается в малолегированной аустенит4’5.
Эндрьюс6 наблюдал в молибденовых нержавеющих сталях другую
интерметаллическую фазу, которую он назвал %-фазой. Она образуется
в сталях с 16—20 % Сг, 10—14% Ni и 2—4% Мо, а также в 25 %-ной хро-
мистой стали с добавками молибдена. Впервые эту фазу обнаружил
Гольдшмидт в тройной системе железо — хром-—-молибден (TV-фаза).
На рис. 617 приведено сечение диаграммы железо — хром — молибден
при 815° С. Видно, что однофазная область % довольно узка; напротив.
1 К. Кио. J. Iron Steel Inst., 176, 1954, р. 433—441.
2 К. Кио. J. Iron Steel Inst., 181. 1955, р. 213—218.
3 L Smith a. К- W. J. Bowen. J. Iron Steel Inst., 158, 1948, p. 295—305.
< H. IF. Kirkby a. J. J. Morley. J. Iron Steel Inst., 158, 1948, p. 289—<294.
5 H. Buchholz, H. Krachter u. F. Kraemer. Arch. Eisenhiittenw., 24, 1953, p. 113—125.
. 6 K. W. Andrews. Nature, 164, 1949, p. 1015, K. W. Andrews a. P. E. Brookes. Metals Treatm.
Drop. Forgg., 18, 1951, p. 301—311.
50 Э. Гудремон, т. II
786
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
области, в которых наряду с %-фазой имеются другие фазы, довольно
широкие, %-фаза имеет кубическую решетку с параметром 8,92 А и пос-
ле длительного нагрева обладает упорядоченной структурой типа «-мар-
ганца состава РезеСг^Мою *. В железохромоникельмолибденовых сила-
Рнс. 617. Изотермическое сечение части тройной системы
железо — хром — молибден при 815° С (по J. G. McMul-
lin, S. F. Reiter u. D. G. Ebeling. Trans, Amer. Soc. Met..
46, i954, p. 799—806]
вах состав х-фазы может
довольно сильно откло-
няться от приведенного
выше. В этом случае ни-
кель входит в состав /-фа-
зы, в ней повышается так-
же содержание хрома.
К настоящему времени
весьма мало известно
о скорости и температу-
ре образования /-фазы
в хромоникельмолибдено-
вых сталях. Она может
появляться наряду с «-фа-
зой, причем количество
последней зависит от со-
става сплавов и обработ-
ки. Холодная деформа-
ция, очевидно,затрудняет
образование /-фазы и
ускоряет образование о-
фазы'. Сама /-Фаза
хрупкая; в какой степени
хрупкость материала в целом при комнатной
известно. Однако значительное образование
шить способность к горячей деформации.
ее выделение вызывает
температуре, пока еще не-
Х-фазы может резко ухуд-
2. Молибден в инструментальной стали
Применение молибдена в качестве легирующего элемента в инстру-
ментальных сталях основано на улучшении прокаливаемости (см. число-
вые характеристики в табл. 26, т. I). Кроме того, молибден способствует
повышению износоустойчивости и устойчивости против отпуска. Влияние
его на режущую способность стали показано в табл. 149. Воздействие
молибдена начинает отчетливо сказываться только при повышенной тем-
пературе закалки.
Чисто молибденовые стали почти не нашли применения в качестве
инструментальных. В табл. 150 приведены составы некоторых легиро-
ванных инструментальных сталей, содержащих молибден. Закаливаемая
в воде сталь 22 (табл. 150) обладает такими же свойствами, как воль-
фрамовая с 1,2% Си 1% W; однако она не обнаруживает чувствитель-
ности к отжигу. Это обстоятельство позволяет применять ее для винто-
нарезающих метчиков, закаливаемых в воде или в масле в зависимости
от размеров.
* I. S. Kasper. Acta Metallurgica, 1954, р. 456—,461.
1 Р. К. Koh. J. Metals., 5, 1953, р. 339—343.
МОЛИБДЕН В ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
787
Таблица 149. Влияние молибдена на режущую способность углеродистой стали
с 0,9% С*1, подача 1,4 мм, глубина резания 5 мм
Содержание молибдена % Режим закалки’52 Стойкость мин—сек Режим закалки*8 Стойкость, мин—сек
0 0,5 1,0 3,0 6,0 “ Преде. и ия 9 м'мин 780° С, вода 780° С, » 780° С, » 780° С, » 780° С, » п прочности 550 Мн[м2 17—30 14—00 27—20 29—10 41—50 (55 кГ!мм‘). * 780° С, вода 800° С, » 860° С, » 1000° С, » 1100° С, » Скорость резания 7 0—55 0—50 5—10 После 2 ч резец еще не затупился То же п'мин. *3 Скорость реза-
В Америке наблюдается стремление заменять хром молибденом. Гак,
например, в шарикоподшипниковую сталь, содержащую обычно около
1% Си 0,5—1,5% Сг, вводят до 0,3% Мо при соответствующем сниже-
нии содержания хрома. Такая замена не приводит к существенному из-
менению свойств 258).
Сталь 21 (табл. 150) очень хорошо закаливается в масле. Заготовки
для бурового инструмента из такой стали обладают пределом прочности
1,1—1,3 Гн/м2 (ПО—130 кГ/мм2) после охлаждения от температур ков-
ки или после их повторного нагрева на 900° С и охлаждения на воздухе.
Для тяжелонагруженных буров необходимо иметь высокую прочность,
так как при этом повышается сопротивление усталости, важное для бу-
ровых штанг вследствие собственных колебаний. Так как возникающие
при этом напряжения соответствуют области ограниченной выносливо-
сти, то такие изделия следует подвергать тщательному сквозному улуч-
шению. Для повышения производительности на рабочие поверхности бу-
рового инструмента в настоящее время обычно наплавляют твердые
сплавы.
Благодаря тому что молибден повышает устойчивость против отпу-
ска и жаропрочность, а также позволяет избежать хрупкости при отпу-
ске, молибденовые низколегированные стали широко используются для
изготовления горячих штампов. Если раньше для этой цели применяли
стали с высоким содержанием никеля (например, стали 7 и 13, табл. 150),
то в настоящее время их заменили (в основном) более экономичными
сталями (стали 15, 16, табл. 150) с небольшим содержанием никеля269).
Эти стали также обладают устойчивостью против отпуска, а вследствие
сравнительно высокого содержания углерода вполне износоустойчивы.
Закалку изделий из них, даже при самых больших размерах, можно про-
изводить в масле и в струе сжатого воздуха. Рабочую поверхность
штампов обычно закаливают сжатым воздухом несколько резче, чем
подушку. * 25
2S8) Введение в сталь типа ШХ15 дополнительно по 0,35% молибдена и вольфрама или
0,1—0,15% ванадия без уменьшения содержания хрома в США имеет целью увеличение ее прока-
ливаемости и износостойкости и уменьшение склонности к росту зерна Проводившиеся там
удачные попытки частичной или даже полной замены хрома молибденом (о чем пишет автор)
вызваны экономическими нам стратегическими соображениями в связи с сырьевыми ресурсами
США и для иас не представляют интереса.
25S) В нашей стране стремятся заменять в стали для штампов горячего деформирования ии-
кечь марганцем (сталь 5ХГМ и др ) Примером безникелевой стали с марганцем может служить
также сталь 9 в табл 150
50*
788
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Таблица 150. Состав и применение
№ Обозначение марок по DIN 17006 Химический состав, %
С SI Мп Сг Ni w Mo V
1 26 СгМо 7 0,26 0,20 0,6 1,5 —- —. 0,2 —
2 30 CrNiMo 8 0,30 0,30 0,5 2,0 2,0 —- 0,3 —
3 30 CrMoV 9 0,30 0,30 — 2,5 — —- 0,2 o, 1
4 0,30 0,25 0,4 2,0—3,0 — — 1,2 0,6
5 0,30 0,25 u,4 3,0 3,0 0,4
6 Х32 CrMoV 33 0,30 0,30 0,3 2,8 —- —’ 2,8 0,5
7 35 NiCrMo 16 0,35 0,20 0,5 1,4 4,0 —~ 0,3 —
8 X38 СгМо 51 0,38 1,0 0,4 5,0 — —~ 1,3 0,3
9 40 CrMnMo 7 0,40 0,30 1,5 2,0 — 0,2 —
10 45 CrVMoW 58 0,45 0,60 0,4 1,5 —- 0,5 0,5 0,8
11 0,45 0,70 0,7 1,6 — — 0,3 0,15
12 45 CrMoV 67 0,45 0,30 0,7 1,5 — — 0,7 0,3
13 X45 NiCrMo 4 0,45 0,20 0,5 1,3 4,0 — 0,2 —
14 0,50 0,25 0,7 3,0 — — 0,7 —
15 55 NiCrMoV 6 0,55 0,30 0,6 0,7 1,7 — 0,2 0,1
16 56 NiCrMoV 7 0,56 0,30 0,7 1,0 1,7 — 0,5 0,1
17 X65 WCrMoV 94 0,65 0,30 0,3 4,0 — 9,0 0,9 0,7
18 28 NiMo 17 0,28 0,30 0,3 0,4 4,5 — 1,2 0,2
19 28 NiCrMoV 10 0,28 0,40 0,3 0,7 2,5 — 0,6 0,3
20 26 NiCrMoV 5 0,26 0,40 0,3 0,7 1,5 — 0,3 0,2
21 100 CrMo 5 1,00 0,20 0,3 1,2 — — 0,3 —
22 110 MoV 5 1,10 0,20 0,3 — — 0,5 0,2
23 X100 CrMoV 51 1,0 0,30 0,5 5,2 — — 1,0 0,15
24 X165 CrMoV 12 1,65 0,30 0,3 12,0 — 0,5 0,6 0,!*1
25 X210 CrWMo 12 2,1 0,30 0,3 12,0 — 0,7 0,35 1,0 Co
марка X 165 СгСо
0,1% V на
1.3 Со обозначается как
подкалкой после ковки.
•’ При замене 0,5% W и
•« Применяются после охлаждения с
МОЛИБДЕН В ЖЕЛЕЗОХРОМОНИКЕЛЕВЫХ СПЛАВАХ
789
молибденовых инструментальных сталей
Температура и среда закалки Температура отпуска °C Свойства в применяе- мом состоя- нии Области применения
930—970° С, масло 820—860° С, масло 850—860° С, вода или масло 1100° С, масло 1150° С, масло 1000—1050° С, масло 810—850° С, масло или сжатый воздух 1000—1050° С, масло или сжатый воздух 830—850° С, масло 1030—1080° С, масло или сжатый воздух 900° С, масло 950—1000° С, масло 810—850° С, масло или сжатый воздух 900° С, масло или сжатый воздух 880° С, масло или сжатый воздух 880° С, масло или сжатый воздух 1150—1200° С, масло или сжатый воздух * 2 *2 *2 820° С вода или масло 820° С, вода или масло 980—1010° С, масло или сжатый воздух 950—1000° С, масло или сжатый воздух 980—1000° С, воздух I 500—600 400—600 550—650 650—680 620—670 500—680 350—650 450—650 450—600 550—650 600—650 580—680 350—650 500—600 500—600 500—600 550—700 Низкий отпуск (кипяче- ние) при 100—200 Улучшение на предел прочности 1,2—1,7 Гн/м2 (120—170 кГ/мм?) Закалка на твердость 64—&6HRC 62—66 HRC 62—65 HRC 62—65 HRC 62—65 IIRC Формы для центробежной отливки Державки матриц Дорны прессов, державки матриц, азотированные пресс-формы для пласт- масс Штамповый инструмент для дефор- мирования металла в горячем сос- тоянии, матрицы, дыропробивные и протяжные дорны Штампы Штамповый инструмент для дефор- мирования металла в горячем со- стоянии, матрицы, дыропробивные и протяжные пуансоны Штампы Штамповый инструмент для дефор- мирования металла в горячем сос- тоянии, формы для отливки под дав- лением Формы для отливки под давлением Штамповый инструмент для дефор- мирования металла в горячем сос- тоянии, матрицы, дыропробивные и протяжные дорны Сильно нагруженные валки для горячей прокатки, промежуточные втулки прессов для выдавливания прутков и труб Внутренние втулки прессов для выдавливания прутков, державки матриц Сильно нагруженные штампы прес- сов для выдавливания прутков Штампы Штампы высокой производитель- ности, ножи ножниц для резки ме- талла в холодном и горячем состоя- нии Штампы очень высокой произво- дительности, пресс-формы для пласт- масс, ножи ножниц для резки ме- талла в холодцом и горячем состоя- нии | Дорны пильгерстанов Буры, полые буры Инструменты для нарезки резьбы Не склонные к поводке, зака- ливаемые на воздухе стали для ножовок, резцов, накаток и про- чих деталей, устойчивых против 7 истирания
790
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
На этой стали даже при больших размерах изделий достигается рав-
номерность сквозного улучшения. Устойчивость молибденовой стали про-
тив отпуска может быть еще больше повышена добавкой 0,1-—0,2% V;
такие стали, как особо нечувствительные к нагреву, применяются для из-
готовления инструмента для горячей деформации. То же относится и
к безникелевым сталям (стали 9 и 14, табл. 150), которые также пригод-
ны для изготовления штампов, причем для них вполне достаточно ох-
лаждение сжатым воздухом с 900—950° С. Добавки 0,5—1% Мо и 0,1 —
0,2% V содержат также стали для холодных штампов с 5 или 12% Сг
Рис. 618. Прочность при повышенных температурах штампо-
вых сталей, [по R. S. Archer, J. Z. Briggs u. С. М. Loeb.
В книге «Molybdan», Zurich, 19511
Обозначения Химический состав, % Закалка Отпуск
с Si Мп Сг Мо V W темпера- тура, °C среда продол- житель- ность, ч темпера- тура, °C
1 ,6% CrMoVW 0,47 0,66 0.41 1 ,58 0,44 0,88 0,44 1075 Масло i ~660
5% CrMoV 0,40 1,00 — 5,25 1.15 1,00 1010 2 565
5% CrMoV 0,33 1,05 — 5,00 1,65 — 1,55 1010 — 580
8,5% Мо 0,60 — — 3,60 8,50 1,75 —- 1205 2 625
8.5 % W 0,32 0.20 0,30 2,25 — 0.30 8,50 1075 1 -660
(стали 23—24 табл. 150), отличающиеся незначительными изменениями
размеров при закалке. Лучше ведет себя сталь 23, обладающая меньшей
карбидной ликвацией.
Повышение молибденом устойчивости против отпуска (см. рис. 616)
и жаропрочности привело к широкой замене вольфрама молибденом 260)
в высоколегированных штамповых сталях. Для повышения устойчивости
против отпуска почти всегда применяется также присадка ванадия. По-
добные молибденовые стали отличаются особо малой чувствительностью
к разгару, что связано с их повышенной жаропрочностью. На рис. 618 и
260> У нас наблюдается обратная тенденция — замена в тех случаях, где это возможно, мо-
либдена вольфрамом или титаном, особенно в кузнечных штампах (например, стали 5ХНВ, 5ХНСВ,
5ХНТ). При этом следует иметь в виду, что вольфрам менее эффективно повышает прокаливае-
мость, чем молибден. Поэтому такие стали более пригодны для штампов мелких и средних раз-
меров.
МОЛИБДЕН В КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
791
в относящейся к нему таблице приведен ряд примеров жаропроч-
ности сталей подобного типа (см. также сталь 17, табл. 150). Рассматри-
вая эти данные, надо учитывать различия в содержании ванадия и в ре-
жимах термической обработки.
Значительное применение находит молибден в быстрорежущей ста-
ли, в которой он может успешно заменять вольфрам 261 262>. Более детальные
сведения о молибденовых быстрорежущих сталях приведены в главе
«Ванадий».
3. Молибден в конструкционной стали
Так как молибден дорогой элемент, его обычно не применяют для
повышения механических свойств сталей, которые используются только
в прокатанном или отожженном состоянии, хотя при добавке 0,1% Мо
Рис. 619. Механические свойства молибденовой стали с 0,20% С
в прокатанном состояинн [по L. Quillet. АП. Met., 1906, р. 342)
достигается несколько большая прочность, чем, например, у строитель-
ной стали St52 (см. табл. 224). В последнем случае требуемой прочности
удается достигнуть введением более экономичных легирующих эле-
ментов 262).
На рис. 619 представлены механические свойства молибденовой ста-
ли с 0,2% С в прокатанном состоянии. Возрастание прочности объяс-
няется влиянием молибдена на скорость превращения и возможностью
поэтому провести охлаждение на воздухе. В этом отношении молибден
влияет значительно сильнее, чем хром. Показанное на рис. 619 падение
пластичности можно лишь частично объяснить влиянием воздушной за-
калки. Сталь с 4,5% Мо и 0,2% С имеет уже полуферритный характер,
261) Как уже отмечалось выше (см. доп. 260) к стр. 790), в Советском Союзе чаще всего
заменяют молибден вольфрамом. Поэтому у нас молибденовые быстрорежущие стали (в отличие
от США, Англии и частично ФРГ) применяются мало. Было, однако, показано, что стали,
содержащие ~3,5% Мо при 6—12% W и 3—3,5% Сг (Р6МЗ, Р9М4, Р12МЗ), обладают лучшими ме-
ханическими и технологическими свойствами н большей стойкостью, чем сталь Р18.
262> В настоящее время легирование значительным количеством молибдена является одним из
путей получения низколегированной (строительной) хорошо сваривающейся стали с пределом
текучести больше 400—450 Мн!м? (40—45 кГ!мм*). Легирование молибденом сообщает стали хоро-
шую свариваемость благодаря образованию в ее структуре продуктов промежуточного превраще-
ния аустенита. Такие стали, содержащие до 0,3—0,35% Мо, были предложены, например, в США,
ФРГ, Англии и других странах. В Англин была разработана сталь, содержащая в среднем 0,1% С;
0,6% Мп; 0,5% Мо и 0,003% В (названа Fortiweld). Для снижения температуры промежуточного
превращения ее дополнительно лигируют марганцем. Использование таких сравнительно дорогих
сталей оправдывается, однако, только в специальных случаях.
792
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
а в полуферритных сталях величина зерна оказывает решающее влияние
на пластичность. Возможно также, что здесь уже имеются выделения
е-фазы.
Влияние молибдена на прочность феррита было показано на рис. 346.
сплавах, начиная от 3% Мо,
появляется е-фаза, которая
при содержании молибдена
выше 6% вызывает сильное
дисперсионное твердение
(рис. 620).
Содержание молибдена, %
Рис. 620. Дисперсионное твердение железомолибдено-
вых сплавов с содержанием молибдена от 7 до 30%.
Значения твердости, полученные Сайксом, пересчи-
таны со шкалы HRC на HV [по W. Р. Sykes.
Trans. Amer. Soc. Steel Treat, 10, 1926, p. 839—871:
A. J. Her zig. Metals Handbook, Amer. Soc. Met., Cle-
veland, 1948, p. 468—473]
а. Улучшаемые стали
По экономическим сооб-
ражениям и на основании
опыта по применению мало-
дефицитных материалов чис-
то молибденовые улучшае-
мые стали в ФРГ почти не
применяются. В Америке,
напротив, чисто молибдено-
вые стали с повышенным со-
держанием марганца
(табл. 151) широко исполь-
зуется в автомобильной про-
мышленности, причем сталь SAE 4068 часто применяется для изготовле-
ния рессор пассажирских вагонов.
Таблица 151. Химический состав американских молибденовых
конструкционных сталей
[AISI Standard Alloy Steel Compositions. Febr., 1954]
Номер по AISI Химический состав, %
С Si Мп р S Мо
4012 0,09—0,14 0,20—0,35 0,75—1,00 <0,040 <0,040 0,15—0,25
4023 0,20—0,25 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4024 0,20—0,25 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 0,035—0,050 0,20—0,30
4027 0,25—0,30 п,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4028 0,25—0,30 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 0,035—0,050 0,20—0,30
4032 0,30—0,35 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4037 0,35—0,40 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4042 0,40—0,45 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4047 0,45—0,50 0,20—0,35 0,70—0,90 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4053 0,50—0,56 0,20—0,35 0,75—1,00 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4063 0,60—0,67 0,20-0,35 0,75—1,00 <0,040 <0,040 0,20—0,30
4068 0,63-0,70 0,20—0,35 0,75—1,00 <0,040 <0,040 0,20—0,30
Крайне разнообразно использование молибдена в сложнолегирован-
ных сталях. Повышенная прокаливаемость (см. рис. 615), обеспечиваю-
щая и сквозное улучшение, способствует повышению устойчивости про-
тив отпуска. Вследствие этого молибденовая сталь для получения таких
же механических свойств может подвергаться отпуску при более высо-
УЛУЧШАЕМЫЕ СТАЛИ
793
ких температурах, так что остаточные напряжения меньше. При обычно
низком содержании углерода в конструкционной стали для достижения
хорошего улучшения по всему сечению либо повышают содержание мо-
либдена, либо увеличивают содержание марганца, хрома или никеля.
300 «00 500
Рис. 621. Диаграмма улучшения хромоникелевой стали с молибденом по сравнению с хромо-
никелевольфрамовой сталью того же химического состава (масштаб температур различен)
600 700 500 550 600
Температура отпуска, °C
650 700
Целесообразное содержание марганца в хромомолибденовой стали со-
ставляет около 0,8% при содержании хрома до 3% 26?). 263
263> Разработанные в США во время войны улучшаемые (и цементуемые) сложнолегирован-
ные сталн-«заменители» (под названием NE-National Emergency) содержали повышенное
количество марганца, хром, никель «0,7%) и молибден. Комплексное легирование усиливало их
прокаливаемость, а раскисление алюминием делало нх «мелкозернистыми». В настоящее время
ряд сталей NE уточненного состава применяется там в виде промежуточной серии TS для изде-
лий менее ответственного назначения. См. также доп. 266> к стр. 797.
794
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Молибден сильнее вольфрама повышает устойчивость против отпу-
ска. Одинаковые результаты достигаются при содержании вольфрама,
в два-три раза превышающем содержание молибдена. Сравнение свойств
хромоникелевольфрамовой и хромоникелемолибденовой стали приведе-
но на рис. 621 264>. На рис. 622 показаны механические свойства хромони-
Предел прочности, кГ/мнг
Рис. 622. Определенные статистическим ме-
тодом пределы значений механических
свойств роторов диаметром 900—1000 мм и
длиной 1300—1500 мм, изготовленных из
кромоникельмолибденовой стали (0,24—
0,29% С; 0,24—0,38% Si; 0,30—0,45% Мп;
1,71—2,09% Ni; 1,10—1,45% Сг; 0,27—
0,44% Мо). Образцы взяты по радиусу.
Обработка: 870—880° С, масло; 640—670° С,
печь-
толстые линии — средние значения;
тонкие — предельные
келемолибденовой стали в крупных
сечениях.
Для уменьшения отпускной хруп-
кости (см. стр. 329) требуется до-
бавка меньших количеств молибде-
на, чем вольфрама. Достаточна до-
бавка уже ~0,2% Мо, чтобы избе-
жать отпускной хрупкости при мед-
ленном охлаждении марганцевой,
хромистой и хромоникелевой сталей
после отпуска (см. рис. 285, в). Мау-
рер и др. (см. стр. 338) ударными
испытаниями при комнатной темпе-
ратуре установили, что оптималь-
ным является 0,3% Мо, а более вы-
сокое содержание его действует ме-
нее благоприятно. Этим данным про-
тиворечит тот факт, что в сталях
повышенной жаропрочности при
500° С с 1,5% Мо (например, для
болтов) даже после очень длитель-
ного нагрева не развивается замет-
ная отпускная хрупкость24 265. В табл.
152 приведено положительное влия-
ние молибдена в хромоникелевой
стали (теории отпускной хрупкости
см. стр. 339, т. I).
Об отпускной хрупкости при дли-
тельном нагреве (тепловой хрупко-
сти. Прим, ред.) см. в гл. «Ванадий».
Таким образом, при нормальном
проведении операции отпуска преи-
мущество стали с молибденом за-
ключается в улучшении прокаливае-
мости, повышении устойчивости про-
тив отпуска и возможности охлаждать улучшенные изделия после отпус-
ка медленно. Выбор температуры отпуска и скорости последующего ох-
лаждения определяется допустимой величиной остаточных напряжений
в улучшенных деталях. На основании указанных соображений многие
марки хромистой и хромоникелевой конструкционной стали дополни-
тельно легируют 0,2—0,5% Мо. Подобные стали, содержащие молибден,
находят очень широкое применение, например в автомобилестроении, са-
2б4> В Советском Союзе разработан ряд марок конструкционной улучшаемой стали, легирован-
ной вольфрамом вместо молибдена. См. доп. 25°) на стр. 79(£—791.
265> В настоящее время имеется большое количество прямых экспериментальных данных,
подтверждающих, что молибден уменьшает чувствительность стали к отпускной хрупкости только
до определенного его содержания. Это обстоятельство учитывается теперь при разработке теорий
(или гипотез) отпускной хрупкости как факт, который должен быть объяснен теорией (гипотезой).
УЛУЧШАЕМЫЕ СТАЛИ
795
молетостроении и т. д. Для круглых или квадратных сечений размерами
от 30 до 40 мм можно применять хромомолибденовую сталь с содержа-
нием около 0,3% Мо, обладающую той же прочностью, что и хромони-
келевая сталь с 2—3% Ni (табл. 153).
Таблица 152. Ударная вязкость хромоникелевой стали и стали того же состава,
но с присадкой молибдена, при различных способах охлаждения после отпуска
Химический состав, % Термическая обработка Предел прочности Ударная вязкость (образцы Менаже) после отпуска
в масле на воз- духе в печи
с Si Мп Сг N Мо Мн/л2 Мдж 'лс2 кГ м'см2 Мдж'м2 Мдж,м кГ м'см2
0,32 0,36 0,30 0,26 0,47 0,50 1,44 1,30 4,34 4,28 0,43 820° С, масло; 640° С, 1 ч То же 970 1040 97 104 1,47 1,57 14,7 15,7 1,4 1,52 14,0 15,2 0,75 1,45 7,5 14,5
Особым преимуществом обладает хромомолибденовая сталь по срав-
нению с хромоникелевой в отношении обрабатываемости в отожженном
состоянии. Наоборот, в улучшенном состоянии влияние легирующих эле-
ментов на обрабатываемость при обычных условиях резания становится
Рис. 623. Обрабатываемость хромо-
молибденовой стали по сравнению
с нелегированной илн низколегиро-
ванной улучшенной сталью [по
4. WaUichs u. Н. Dabringhaus.
Maschinenbau, Betrieb, 9, 1930,
S. 257—262}
Обозначе- ния Химический состав, % Предел прочности
с 1 Si Мп | N1 Сг | Мо Мн!м2 кГ мм2
1 -0,45 1 <0,35 <0,8 | - 1 - 820 82
2 3 0,32—0,40 I <0,35 Марганцевая сталь 0,4—0,8 I 1 ,25—1,75 0,3—0,7 1 — 850 840 85 84
4 0,20—0.27 <0.35 0,4—0,8 3,25—3,75 0,55—0,95 — 850 85
5 0,38—0,41 10,15—0,30 0,5—0,8 1 — 0,8—1 ,1 10,15—0,25 880 88
незаметным, если стали улучшаются приблизительно на одну и ту же
прочность (см. левую часть рис. 623). В случае сильного увеличения по-
дачи (рис. 623, правая сторона) различие в обрабатываемости также не
имеет практического значения.
Шестерни изготовляются не только из цементуемой, но и из улуч-
шаемой стали; в последнем случае применяются хромомолибденовые ста-
ли с пределом прочности 1,55—1,8 Гн!м2 (155—180 кГ1мм2), нагреваемые
под закалку в цианистой ванне. Вследствие высокой твердости сердцеви-
Таблица 153. Состав а механические свойства хромомолибденовой (DIN 17200), хромоникелевой (DIN 1662)
и хромоникельмолибденовой (DIN 17200) сталей
Обозначения Химический состав Термическая обработка Профиль мм Механические свойства
С Мп Сг N1 предел текучести предел прочности удлинение (Z=5d), % Относитель- ное суже- ние, %
Мн мг кГ!ммг Мнм2 кГ.мм1
(VCN25W1 0,25-0,32 0,40-0,80 0,55—0,95 2,25—2,75 Улучшение 060 500—600 50-60 700—850 70-85 20-14 —
25 СгМо 4* 0,22—0,29 0,50—0,80 0,9-1,2 — 040—100 >450 >45 700—850 70-85 >15 >60
(VCN25h) 0,32-0,40 0,40—0,80 0,55—0,95 2,25—2,75 060 630—730 63—73 800-950 80 -95 16-10 55
34 СгМо 4 0,30-0,37 0,50—0,80 0,9-1,2 -- 040—100 >550 >55 800-950 80-95 >14 >55
(VCN35h) 0,27—0,35 0,40-0,80 0,55—0,75 3,25—3,75 < Закалка в масле ( и наклеп 060 кв. 35 670 -770 1300—1450 67—77 130-145 900—1150 1600—1800 90-115 160—180 16-10 10-8 55 40
42 СгМо 4* 0,38—0,45 0,50—0,80 0,9-1,2 — 1 Улучшение < Закалка в масле ( и наклеп 040—100 кв. 35 >700 1200-1450 >70 120—145 900—1050 1400—1600 90—105 140—160 >12 11—8 >50 30
(VCN45) 0,30—0,40 0,40-0,80 1,1-1.5 4,25—4,75 Улучшение 060 800-900 80-90 1000—1150 100—115 15-9 —
50 СгМо 4* 0,40—0,54 0,50-0,80 0,9—1,2 040—100 >800 >80 1000—1200 100—120 >11 >45
36 CrNiMo 4* 0,32—0,40 0,50—0,80 0,9-1,2 0,9—1,2 040—100 >700 >70 900-1050 90-105 >12 >55
34 CrNiMo 6* 0,30-0,38 0,40—0,70 1,4-1,7 1,4—1.7 040—100 >800 >80 1000—1200 100—120 >11 >50
30 CrNiMo 8* 0,26-0,34 0,30—0,60 1,8-2,1 1.8 -2,1 040—100 >900 >90 1100-1300 110—130 >10 >45
Примечав 0.15-0,25% Мо и е. В стал ях, отмечен шх звездоч кой, кроме указанных элементов , содержи гея 0,15—0 35% Si ( в остальных <0,35% Si), а т< жже
УЛУЧШАЕМЫЕ СТАЛИ
797
ны тонкий науглероженный слой держится хорошо, не отслаивается и
придает поверхности повышенную износоустойчивость.
Введение молибдена в хромистую и хромоникелевую сталь настоль-
ко широко распространено, особенно благодаря возможности избежать
появления хрупкости, что перечисление составов подобной стали не
представляется целесообразным. В Америке число стандартных или
предложенных для включения в стандарт хромомолибденовых, ни-
келемолибденовых и хромоникелемолибденовых сталей чрезвычайно ве-
лико; при этом наблюдается стремление перейти от богатых никелем
хромоникелевых сталей к сравнительно низколегированным сталям (на-
пример, к сталям с 0,20—0,40% Ni; 0,30—0,50% Сг; 0,08—0,15% Мо и
повышающимся от 0,15 до 0,70% содержанием углерода). Подобные со-
ставы экономичных сталей особенно подходят для использования при
выплавке скрапа, содержащего хром, никель, молибден 266>. Более леги-
рованные хромомолибденовые стали широко применяются для изготов-
ления крупных поковок, как например роторов турбин и турбогенерато-
ров, орудийных стволов, камер высокого давления и т. д., от которых тре-
буются наиболее высокие значения пределов прочности и текучести,
ударной вязкости (табл. 154 и 155, см. также табл. 132).
Особое значение получили стали с 2,5—5% Сг и 0,2—0,5% Мо, ко-
торые также применимы для крупных поковок. Так как никель сильно
снижает температуру превращений, такие стали менее чувствительны
к виду термической обработки после ковки. В хромомолибденовой стали
быстрее проходят превращения после ковки и тем самым облегчается
проведение отжига для предупреждения флокенов. Благодаря наличию
хрома и молибдена эти стали нечувствительны к воздействию высоких
давлений водорода до 600° С, поэтому они были прежде всего использо-
ваны для изготовления камер высокого давления синтеза бензина; раз-
меры поковок при этом наибольшие из известных к настоящему времени
(вес слитка до 300 т). Высокая вязкость сталей с 2,5—3% Сг и 0,3—
0,5% Мо уже в двадцатых годах привела к их использованию для бро-
невых листов толщиной до 400 мм, а в литом состоянии — даже до
600 мм. В общем машиностроении эти стали используются, например,
для роторов и других поковок подобного типа. Возможность сокраще-
ния отжига после ковки для предупреждения флокенов сильно увеличи-
вает экономичность изготовления крупных поковок из этой стали. Неко-
торые данные о механических свойствах таких сталей приведены
в табл. 132.
Влияние молибдена на свойства улучшенной конструкционной стали
при низких температурах сказывается в повышении вязкости. С пониже-
нием температуры прочность хромомолибденовой стали с молибденом
также увеличивается, а ударная вязкость падает, однако скорость этого
падения различна в зависимости от термической обработки, как это вид-
но из рис. 624. Наилучшая вязкость достигается тогда, когда при закал-
ке была получена мартенситная структура. Важно, что молибден дает
улучшение прокаливаемое™.
266) Здесь, очевидно, имеются в виду описанные выше (в доп. 263) к стр. 793) американские
стали NE военное? времени нлн послевоенные серии TS. В улучшаемых сталях этих серий содер-
жание углерода составляет or 0,25 до 0,70%; содержание никеля 0,20—0,40% (в серии 8100) и
0,40—0,70% (в серии 8600); содержание хрома 0,30—0,55% (в серин 8100), 055—0,85% (в серии 8600)
и 0,90—1,20% (в серии 4100). Кроме того, что особенно важно, в них содержится до 1,05% Мп
(0,45—1,05% в серин 4100, 0,70—1,0% в сериях 8100 и 8600). Принцип экономии легирующих элементов
за счет использования легированных отходов в сталях серий TS только наиболее полно реализо-
ван, но целесообразен и применяется также при выплавке более легированных конструкционных
сталей. Недостатком этого способа является необходимость сортировать скрап.
Таблица 154. Молибденовые стали для крупных поковок1
Обозначение марок по DIN 17006 Химический состав2, % Механические свойства после улучшения (улучшаемое сечение диам. 300 мм) Области применения
С Мп Сг Ni Мо предел текучести предел прочности удлинение8 (/о 5d) % ударная вязкость
Мн м2 кПмм2 Мн'м2 кГ/мм2 Мдж'м2 кГ м см2
22 Мо 4 16 СгМо 4 0,18— 0,25 0,13— 0,20 0,40— 0,70 0,50— 0,80 0,30 0,90— 1,20 — 0,30— 0,40 0,20— 0,30 320 350 32 35 500—600 550—700 50—60 55—70 20 20 0,7 0,6 7 ' 6 . Роторы паровых турбин, валы и диски диаметром или толщиной до 200 мм
22 СгМо 4 0,19— 0,26 0,50— 0,80 0,90— 1,20 — 0,20— 0,30 450 45 650—800 65—80 17 0,5 5 Как сталь 22Мо4 для диаметра или толщины до 300 мм
16 СгМо 4 4 0,13— 0,20 0,50— 0,80 0,90— 1,20 — 0,40— 0,50 350 35 550—700 55—70 20 0,6 6 Как сталь 22Мо4
22 СгМо 4 4 24 CrMoV 5 5 0,19— 0,26 0,20— 0,28 0,50— 0,80 0,30— 0,60 0,90— 1,20 1,20— 1,50 0,15— 0,25 0,40- 0,50 0,50— 0,60 500 600 50 60 650—800 750—900 65—80 75—90 17 16 0,6 0,6 6 6 Как сталь 22Мо4 для диаметра или толщины до 300 мм
36 NiCrMo 3 0,32— 0,40 0,50— 0,80 0,40— 0,70 0,70— 1,00 0,10— 0,15 500 50 700—850 70—85 16 0.6 6 Втулки и кольца, роторы паро- вых турбин, диски и валы диамет- ром до 250 мм
28 NiCrMo 4 28 NiCrMo 7 4 0,24— 0,32 0,24— 0,32 0,30— 0,50 0,30- 0,50 1,00— 1,30 1,10— 1,40 1,00- 1,30 1,80— 2,10 0,20— 0,30 0,30— 0,40 550 550 55 55 750—900 700—850 75—90 70—85 16 17 0,5 0,6 5 6 Цилиндры высокого давления, корпуса индукторов, валы, диски и роторы паровых турбин
28 NiCrMo 4 4 0,24— 0,32 0,30— 0,50 1,00— 1,30 1,00— 1,30 0,40— 0,50 550 55 750—900 75—90 15 0,5 5
1 По данным Stahl - Eisen Werlotoffblatt 550—51. 3 На продольных образцах. 2 Во всех сталях, кроме 22Мо4 содержится 0,15- -о,35% Si; в стали 22Мо4 0,20—0,40% Si. V г—— . - —
Таблица 155. Механические свойства марганцевой, никелевой и хромоникельмолибденовой стали
в крупных поковках после различной термической обработки
Диаметр поковки и степень обжатия Механические <войства Поперечные образцы Продольные образ- цы, улучшение в масле Поперечные образцы Продольные образ- цы, улучшение в масле Поперечные образцы Продольные образ- цы, улучшение в масле
без термической обработки ОТЖИГ улучшение отжнг улучшение. отжнг улучшение
на воздухе i в масле на воздухе в масле на воздухе в масле
920 мм, 5-кратное Предел текучести: Мн/м* кГ / мм* . . Предел прочности: Мн/м* кГ/мм* Удлинение, % Относительное сужение, % . Ударная вязкость: Мдж/м* кГ м/см* 259 25,9 495 49,5 13,5 15,5 0,16 1,6 232 23,2 498 49,8 24,0 36,6 0,28 2,8 236 23,6 464 46,4 17,9 25,2 0,44 4,4 255 25,5 512 51,2 21,6 28,0 0,6 6,0 258 25,8 531 53,1 30,6 56,7 1,2 12,0 273 27,3 524 52,4 17,2 24,2 0,6 6,0 284 28,4 500 50,00 19,5 20,0 0,85 8,5 291 29,1 510 51,0 20,8 36,1 0,88 8,8 294 29,4 523 52,3 30,4 60,0 1,36 13,6 425 42,5 741 74,1 14,3 23,5 0,4 4,0 583 58,3 803 80,3 13,5 24,5 0,47 4,7 590 59,0 801 80,1 13,7 25,5 0,49 4,9 598 59,8 811 81,1 19,7 49,4 1,28 12,8
1180 мм, 3-кратное Предел текучести: Мн/м* кГ/мм* Предел прочности: Мн/м* кГ/мм* Удлинение, % — 236 23,6 501 50,1 27,9 241 24,1 483 48,3 16,5 250 25,0 506 50,6 17,9 253 25,3 515 51,5 29,8 276 27,6 494 49,4 14,2 294 29,4 514 51,4 18,1 307 30,7 521 52,1 18,6 310 31,0 544 54,4 28,5 445 44,5 779 77,9 11,3 597 59,7 800 80,0 14,2 592 59,2 799 79,9 16,2 594 59,4 802 80,2 20,1
Продолжение табл. 155
Диаметр поковки и степень обжатия Механические свойства Поперечные образцы Продольные образ- «Т«_Т TT-lrTITTICtlrrC* в масле 1 Поперечные образцы Продольные образ- цы. улучшение в масле Поперечные образцы Продольные образ- цы» улучшение в масле
без термической обработки ОТЖИГ улучшение ОТЖИГ улучшение К g о улучшение
на воздухе в масле на воздухе в масле на воздухе в масле
Относительное сужение, % — 46,0 19,4 23,8 50,6 23,9 26,2 32,7 58,8 14,8 18,1 21,6 48,2
Ударная вязкость:
Мдж/м2 0,32 0,48 0,51 1,21 0,51 0,91 0,95 1,19 0,3 0,36 0,53 0,53 0,99
кГ м/см2 . 3,2 4,8 5,1 12,1 5,1 9,1 9,5 П,9 3,0 3,6 5,3 5,3 9,9
1450 мм, Предел текучести:
2-кратное Мн/м2 —1 238 257 253 257 287 306 283 294 434 588 590 589
кГ/мм2 — 23,8 25,7 25,3 25,7 28,7 30,6 28,3 29,4 43,4 58,8 59,0 58,9
Предел прочности:
Мн]м2 — 500 524 524 534 487 523 524 552 760 794 800 800
кГ/мм2 -— 50,0 52,4 52,4 53,4 48,7 52,3 52,4 55,2 76,0 79,4 80,0 80,0
Удлинение, % — 26,8 18,8 21,7 29,0 10,1 15,3 21,3 26,5 И,1 12,6 12,8 17,3
Относительное сужение, % — 46,9 28,0 30,4 55,6 15,3 20,1 39,0 48,9 15,1 20,9 21,5 38,6
Ударная вязкость:
Мдж/м2 -— 0,32 0,42 0,81 1,19 0,42 0,68 0,89 1,1 0,28 0,36 0,54 0,79
кГ • м/см2 — 3,2 4,2 8,1 11,9 4,2 6,8 8,9 11,0 2,8 3,6 5,4 7,9
Состав, %
с Si Мп С Si Мп N1 С Si Мп Ni | Зг Мо
0,26 0,30 1,20 0,23 0,25 0,50 1,90 0,35 0, 30 0,40 2,5 | 1,4 0,50
1 Е. Maurer и Н. Korschan, Stahl u. Eisen, 53, 1933, S. 271—281
ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ конструкционные стали
801
-253 -200 -ISO -too -50 0 20
Температура,°C
Рис. 624. Изменение ударной вязкости хромомолибденовой и
хромомолибденованадиевой стали при низких температурах [по
A. Pomp, A. Krisch и. G. Haunt. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Eisen-
forschg., 21, 1939. S. 219—230]
б. Теплоустойчивые конструкционные стали
Значительное применение молибдена обусловлено тем, что он повы-
шает теплоустойчивость мягкой стали при 500—600° С. Рис. 625 иллюст-
0 20 100 200 300 500 500
Температура испытания, °C
Рис. 625. Зависимость предела текучести различных котельных
сталей от температуры испытания (скорость нагружения
0,5 Мн!м2, т. е. 0,05 кГ{м.м?, в секунду) [по Р. Ргбтрег и.
Е. Pohl. Arch. Eisenhiittenw,, 1, 1927/28, S. 785—793]
1 — ванадиевая сталь, лист; 2 — молибденовая сталь, лист;
3 — ванадиевая сталь, сварочная проволока; 4 — молибдено-
вая сгаль, сварочная проволока; 5 — углеродистая сталь, лист
рирует это при кратковременном испытании. При испытаниях на ползу-
честь в течение нескольких тысяч часов преимущество также сохраняется
за молибденовой сталью. Поэтому легированные молибденом стали ши-
51 Э. Гудремон, т. И
802
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Таблица 156. Молибденовые и хромомолибденовые теплоустойчивые стали1
Обозначение марок по DIN 17006 Химический состав, % Механические свойства
с Si Мп р S Сг Мо предел текучести предел прочности
не б злее Мн'м2 кГ 'mmz Мн'м2 кГ'мм2
15 Мо 3 0,12— 0,20 0,15— 0,35 0,50— 0,80 0,040 0,040 — 0,25— 0,35 290 29 450-550 45—55
<20 <0,50 0,30— 0,80 0,040 0,040 — 0,45— 0,65 290 29 450—550 45-55
15 СгМо 3 0, Io- О. 18 0,15— 0,35 0,40— 0,70 0,040 0,040 0,60— 0,90 0, Io- О. 20 290 29 450—580 45-58
13 СгМо 4 4 0, Io- О.18 0,15— 0,35 0,40— 0,70 0,040 0,040 0,70— 1,00 0,40— 0,50 300 30 450—580 45—58
0,20— 0,28 0,15— 0,35 0,40— 0,70 0,040 0,040 1.00— 1,30 0,20— 0,30 >350 >35 550—700 55-70
<0,15 <0,50 0,30— 0,60 0,030 0,030 2,0— 2,5 0,9— 1,1 270 27 500—600 50—60
<0,15 <0,50 0,30- 0,60 0,030 0,030 4,0— 6,0 0,45— 0,65 270 27 450—600 45—60
<0,15 0,50— 1,0 0,30— 0,60 0,030 0,030 6,0— 8,0 0,45— 0,65 270 27 450—600 45—60
<0,15 0,50— 1,0 0,30— 0,60 0,030 0,030 8,0— 10,0 0,9 — 1,1 270 27 450—600 45—60
Продолжение табл. 156
Механические свойства га Р.
Обозначение ф напряжение, вызывающее деформацию в 1% за 10000 ч при га Е a S д £ Области применения
марок по DIN 17006 Ф’и' 450° С 500е С 55 0° С га s И о s Е -
К и У кГ/мм? Мн'м2 кГ!мм2 Мн’м? кГ1мм* ё ° га>о < а тура
15 Мо 3 15 СгМо 3 13 СгМо 4 4 1 Handbu 22 22 22 22 18 20 20 20 20 ch der ? 200 180 240 Лап nos 20 18 24 tnann — по 100 180 90 80 130 Werks 11 10 18 9 8 13 offe, 2 40 (50) 80 65 55 70 Aufl., 4 (5) 8 6,5 5,5 4,5 7 Diisseld 525 525 525 550 600 650 675 700 arf, 1 95 Котельные, паро- перегревательные и паропроводные тру- бы, коллекторы, трубы теплообменни- ков, аппаратура для нефтепереработки Трубы для нефте- переработки, облада- ющие повышенной устойчивостью про- тив коррозионного воздействия масел н повышенной жаро- прочностью 2.
роко применяют в котлостроении. В табл. 156 приведены составы и свой-
ства некоторых теплоустойчивых молибденовых сталей. В то время как
мягкие стали, легированные только молибденом, часто используются
в отожженном состоянии, более теплоустойчивые высоколегированные —
в улучшенном (закалка на воздухе или в масле).
ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ
803
В противоположность мягким легированным сталям, содержащим
обычно не более 0,5—0,7% Мо, высоколегированные стали, отличающие-
ся повышенной жаропрочностью, содержат до 2% Мо. Так, например,
добавка 2% Мо в нержавеющую сталь с 14% Сг улучшает сопротивле-
ние ползучести, как это видно из следующих сравнительных данных:
Химический состав, %
С Si Мп Сг Ni Мо
0,16—0,22 0,8 0,5—0,8 14,0—14,5 0,5—0,7 —
0,16—0,22 0,8 0,9 14,0—14,5 0,5—0,7 2,0
Температу-
ра испы-
тания
°C
500
500
Предел пол-
зучести при
испытании
по DVM*
80 Мн/м2
8 кГ/мм2
200 Мн/м2
20 кГ/мм2
* Определяемый в этих кратковременных испытаниях предел ползучести при скорости крипа
—4
5-10 % в час между 25—35 ч не может служить достоверной характеристикой жаропрочности.
Прим, перев.
0,3
О.П
0,6
0,9
Fe-v
Fe-W
Fe-Ио
Пе-Hi
Fe-Tr
ТыА1
Fe
200
Тенпература, °C
Рис. 626. Возврат твердости двойных железных сплавов (по-
сле предварительного холодного наклепа на 90%) как кри-
терий для определения сдвига температуры рекристаллиза-
ции [по G. Tammann а. V. Gagliotti, Ann. Phys., 16, 1933,
р. 680—684]
Повышение тенпература
рекристаллизации (°C)
на атонный процент
А/=20
_____ N/=20
Si =90
Cr = 95
V = 50
Но--О5
W=290
Такое же положение справедливо и в случае штамповых сталей с вы-
соким содержанием хрома и других конструкционных сталей. Так, сталь
с 12% Сг, 2% Мо и ~1% V можно применять примерно до 600° С
(см. также табл. 193, стр. 915). Хромомолибденовые стали с большим
51*
804
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
содержанием хрома благодаря устойчивости против воздействия водо-
рода и против коррозии широко используют в нефтеперерабатывающей
промышленности (см. табл. 156).
Повышенная теплоустойчивость сталей обусловливается, с одной
стороны, тем, что молибден повышает температуру рекристаллизации
феррита (рис. 626), с другой стороны, тем (это более существенно), что,
замедляя установление равновесия в карбидной фазе, он способствует
образованию тонкодисперсных специальных карбидов (например, Мо2С)
при рабочих температурах, т. е. от 450 до 600° С *. Поэтому важен вид
применяемой обработки. Особенно высокое сопротивление ползучести
при ~500°С придает стали структура, возникающая при превращении
в промежуточной области, чему сильно благоприятствует молибден1 2.
Причиной этого может быть как распределение легирующего элемента
между ферритом и карбидом, обусловленное процессом превращения,
так и само образование и распределение в структуре карбидов.
Молибден повышает жаропрочность и аустенитных сталей благода-
ря выделению молибденидов при ~6°/о Мо. Поэтому молибден являет-
ся ценным легирующим элементом жаропрочной аустенитной стали, при-
меняемой до 800° С в нагруженном состоянии. Благодаря высокой тем-
пературе рекристаллизации эти стали пригодны для полугорячего накле-
па при 750—850° С, который может значительно повысить жаропроч-
ность.
в. Общие соображения о выборе состава
легированной улучшаемой стали
Основным правилом при выборе легирующих элементов для различ-
ных сталей должно быть использование их только в тех случаях, когда
они обеспечивают получение особых свойств. При выборе стали для кон-
кретного применения надо учитывать и экономические факторы; стои-
мость данного легирующего элемента, затраты па металлургическое
производство и передел стали, а также на изготовление из нее готовой
продукции. Следует далее учитывать возможность удовлетворения по-
требности в данном элементе. Развитие промышленности ФРГ в послед-
ние десятилетия привело к широкому применению сравнительно дешевых
легирующих элементов — марганца и хрома (позднее также ванадия
в небольших количествах); более дорогие элементы — никель, молибден
и вольфрам используются тогда, когда необходимо их специфическое
воздействие 26Д
Свойства улучшаемой стали существенным образом связаны с ее
прокаливаемостью и способностью, следовательно, к равномерному улуч-
шению по сечению. Для выбора материала можно поэтому использовать
сравнительные результаты испытаний на прокаливаемость, например по
торцовой закалке, изображаемые в виде кривых или полос (областей
рассеивания) твердости. Для немецких стандартных улучшаемых сталей,
состав которых еще раз приведен в табл. 157, такие кривые приведены
1 F, Wever, A. Krisch u, Н. J- Wiester. Arch. Eisenhiittenw., 1955, S 463—474; L. Habraken.
Rev. univ. Mines, 9, Ser., 95, 1952, p. 281—284.
2 H. Bennek u. G. Bandel. Stahl u. Eisen, 63, 1943, S. 653—659, 673—684 u. 695—700. Techn.
Mitt. Krupp. Forschungsber., 6, 1943, S. 143—176.
SS7) Этого принципа при разработке экономичных сталей придерживаются, вообще говоря, во
всех странах. К этому следует добавить принцип, который во время войны называли принципом
«идеальной стали» и который означает, что от стали не следует требовать излишних производ-
ственных запасов прочности н что она должна быть легирована так, чтобы обеспечить предъяв-
ляемые к ней требования применительно к данным изделиям.
ВЫБОР СОСТАВА ЛЕГИРОВАННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
805
Таблица 157. Химический состав немецких стандартных улучшаемых сталей
(по DIN 17200)
Обозначения по DIN 17200 Химический состав. % Темпера- тура за- калки, °C (к рис. 627)
с Si Mn Cr Mo прочие
Ck 35 0,32—0,40 0,15-0,35 0,40—0,70 ... - , 870
Ck 45 0,42—0,50 0,15—0,35 0,50—0,80 -—- —- —- 880
Ck 60 0,57—0,65 0,15—0,35 0,50—0,80 — — — 830
40 Мп 4 0,36—0,44 0,25—0,50 0,80—1,1 — — — 830
30 Мп 5 0,27—0,34 0,15—0 35 1,2—1,5 — — —- 840
37 MnSi 5 0,33-0,41 1,1—1,4 1,1—1,4 — — — 860
42 MnV 7 0,38—0,45 0,15—0,35 1,6—1,9 — — 0,07— 0,12 V 870
34 Сг 4 0,30—0,37 0,15—0,35 0 50—0,80 0,90—1,2 — .—. 850
41 Сг 4 0,38—0,44 0,15—0 35 0,50—0,80 0 90—1,2 — —- 840
25 CrMo 4 0,22—0,29 0 15—O’, 35 0,50—0,80 0,90—1,2 0,15—0,25 —. 875
34 CrMo 4 0,30—0,37 0^15—0,35 0 50—0,80 0,90—1,2 0,15—0,25 —- 850
42 CrMo 4 0,38—0,45 0 15—0,35 0 50—0,80 0 90—1,2 0,15—0,25 — 850
50 CrMo 4 0,46—0,54 0,15—0,35 0,50—0,80 0,90—1,2 0 15—0,25 — 850
30 CrMoV 4 0,26—0,34 0,15—0,35 0,40—0,70 2,3—2,7 0,15—0,25 0, io- о.20 V 840
36 CrNiMo 4 0,32—0,40 0,15—0,35 0,50—0,80 0,90—1,2 0,15—0,25 0,90— 1,2 Ni 840
34 CrNiMo 6 0,30—0,38 0,15—0,35 0,40—0,70 1,4—1,7 0,15—0,25 1,4— 1,7 Ni 840
30 CrNiMo 8 0,26—0,34 0,15—0,35 0,30—0,60 1,8—2,1 0,25—0,35 1,8— 2,1 'Ni 840
27 MnCrV 4 0,24—0,30 0,15—0,35 1,0—1,3 0,60—0,90 — 0,07— 0,12 V 870
36 Cr 6 0,32—0,40 0 15—0,35 0,30—0,60 1,4—1,7 — — 850
42 CrV 6 0,38—0,46 0,15—0,35 0,50—0,80 1,4—1,7 — 0,07— 0,12 V 850
50 CrV 4 0,47—0,55 0,15—0,35 0,80—1,1 0,90—1,2 — 0,07— 0,12 V 850
на рис. 627 ’• * 268>. Они позволяют сравнивать между собой разные стали,
а также вычислять ожидаемую глубину закалки на определенных сече-
ниях (см. стр. 252, т. I). При этом, однако, легированные стали самых
различных составов по прокаливаемости окажутся одинаковыми (см.
например, рис. 627, вид). Кроме того, руководствуются требованиями
однородности свойств в продольном и поперечном направлениях, вязко-
сти, изменений свойств при отпуске.
В истории развития конструкционной стали на вопрос о том, какие
свойства имеют решающее значение для обеспечения надежности детали,
не всегда давался определенный ответ. Этот вопрос не разрешен и до на-
стоящего времени. Развитие конструкционных сталей базировалось на
результатах испытаний на растяжение. Долгое время считали наилучшей
ту сталь, которая имела все свойства по возможности высокими, не от-
давая себе отчета в том, какие же свойства имеют решающее значение
для надежной работы изделия. В последние десятилетия стало известно,
что величина предела текучести, а в некоторой степени и предела проч-
ности, имеет существенное значение для оценки надежности лишь в тех
случаях, когда напряженное состояние материала в эксплуатации весьма
1 Картину полос прокаливаемости американских улучшаемых сталей см. в Metals Handbook,
1954, Amer. Soc. Met. Cleveland, p. 16—20E, а также в Metal Progr. Data Sheets. Jan.-Aug., 1955
268) Полосы прокаливаемое!н отечественных улучшаемых сталей см. в работе [43].
806
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
подобно распределению напряжений при испытании на растяжение. Этот
случай относительно редок. Частично такое положение наблюдается во
всех вращающихся деталях машин (роторах), главная нагрузка на ко-
торые создается центробежной силой вследствие большого числа обо-
ротов. Поэтому понятно требование применять сталь с повышенными
пределами текучести и прочности при увеличении числа оборотов подоб-
ных машин. Так как одновременно с этим для повышения производитель-
ности агрегатов увеличиваются размеры деталей, то эти повышенные
О 10 20 30 4/7 50 60 70 60 0 10 20 30 4/7 50 60 70 80
Расстояние от закаленного торца, мн
от закаленного торца, нм
Рис. 627. Кривые торцовой закалки
(средние значения) улучшаемых
сталей, указанных в стандарте
DIN 17200 [заимствовано у A. Ro-
se, W. Peter u. W, Strassburg. At-
las zur Warmebehandlung der Stable.
Teil 11, DOsseldorf, 1954; H. Kiessler
u. K. Schweyher. Arch. Elsenhflt-
tenw., 24, 1953, S. 475—481]
требования к значениям предела текучести начали относить и к деталям
сравнительно крупных размеров (например, роторам диаметром более
1 м и длиной несколько метров). Обзор применяемых в этих случаях
сталей приведен в табл. 158.
При низких требованиях к значению предела текучести можно при-
менять нелегированную сталь даже для изделий крупных сечений. При
необходимости повышения значений предела текучести, что может быть
достигнуто главным образом путем лучшего сквозного улучшения, воз-
растают и требования к составу стали.
Для крупных поковок нужно, в частности, следить за тем, чтобы они
устанавливались в машины в возможно ненапряженном состоянии, ина-
че из-за снятия напряжений с течением времени может нарушиться урав-
новешенность детали. Отсюда вытекает требование отпускать такие де-
тали при возможно более высокой температуре и охлаждать их после от-
пуска медленно. Все эти требования достигаются, например, при отпуске
на 630—700° С после предварительной резкой закалки. Столь высокие
температуры отпуска делают необходимым применение сталей с удов-
ВЫБОР СОСТАВА ЛЕГИРОВАННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
807
летворительной устойчивостью против отпуска (см. главу «Ванадий»).
Во избежание отпускной хрупкости во все эти стали добавляют молиб-
ден, хотя определенная ударная вязкость при описанном способе их на-
гружения вряд ли необходима, а дает, скорее, указания на металлургиче-
скую однородность изделия. Выбор состава стали для тяжелых поковок
обусловливается также влиянием различных элементов на чувствитель-
ность к образованию флокенов (подробнее об этом см. стр. 1153).
Таблица 158. Значения механических и магнитных свойств1 материалов
роторов электрических машин
Сорт стали Предел текучести Предел прочности удлинение (Z0=5d) Индукция
Мн'м2 кГ!ммг Мн'м2 кГ!мм* % при кав!м* (ав! см) тл ес
Нелегированная . . Никелевая сталь 270 27 500—600 50-60 20 2,5 (25) 1,38 13800
(1—2% Ni) 350 35 600—700 60—70 18 5,0 (50) 1,58 15800
Хромоникелевая или ( 450 45 650—750 65—75 16 10 (100) 1,73 17300
хромоникельмолибдено- | 500 50 650—800 65—80 15 20 (200) 1,88 18800
вая 1 600 60 750—900 75—90 13 30 (300) 1,96 19600
1 На тангенциальных образцах эт конца ротора.
В практике более многочисленны случаи, когда действуют либо пе-
ременные, либо одновременно статические и переменные нагрузки. Вве-
дение испытаний на циклическую прочность скоро привело к выводу, что
повышение предела прочности не всегда обусловливает заметное увели-
чение циклической прочности. Так как в деталях каждое изменение се-
чения вызывает концентрацию напряжений и тем самым действует как
надрез, то едва ли существуют детали, которые можно было бы считать
не имеющими надреза. Особенно это относится, например, к коленчатым
валам для мест переходов. Для стали с пределом прочности около
1,8 Гн)м2 (180 кГ/мм2) значение предела усталости при изгибе составля-
ет на гладких образцах 970 Мн]м2 (97 кГ/мм2), а на надрезанных —
570 Гн/м2 (57 кГ/мм2). Эти цифры указывают, что такое повышенное
значение предела прочности может еще привести к улучшению сопро-
тивления переменным нагрузкам и в надрезанном состоянии. На рис. 628
показано, что чем меньше радиус перехода сечений данной детали, тем
более приближаются друг к другу значения вибрационной прочности
различных марок улучшаемой стали. Для полного использования свойств
стали, обработанной на высокую прочность, необходима поэтому весьма
совершенная конструкция деталей без острых надрезов.
Как видно из табл. 159, можно получать на деталях предел прочно-
сти до 2,5 Гн/м2 (250 кГ/мм2) при еще хороших значениях удлинения и
сужения * 269). В цементуемой стали также часто прочность сердцевины
1 Для холоднотянутой патеитированиой проволоки можно получить предел прочности примерно
до 4000 MhJm2 (400 кПмм2). [A. Pomp. Werkstoffhandbuch Stahl u. Eisen, 3, Auflage. Dilsseldorf»
1953, Blatt G 21].
269) Высокие значения прочности, приведенные в табл. 159, относятся (хотя это и не указано)
к иизкоотпущенной стали. Низкий отпуск после закалки является до сих пор одним из наиболее
распространенных способов получения высокопрочной стали. Но в этом состоянии сталь обладает по-
вышенной чувствительностью к надрезу. Имеются основания считать, что повышенная чувствитель-
ность к надрезу свойственна высокопрочной стали вообще. Поэтому автор правильно указывает на
то, что для полного использования высокопрочной стали необходима «весьма совершенная конструк-
ция деталей без острых надрезов». Однако такое условие трудно выполнимо. В связи с этим важ-
808
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
превышает 2 Гн/м2 (200 кГ/мм-2). Это повышение прочности сердцевины
при цементации в целях повышения усталостной прочности впервые было
применено в 1926 г. для деталей мотора Майбаха дирижабля «Граф
Цеппелин».
В нелегированной и в марганцевой стали удается проводить улучше-
ние с получением максимальных значений прочности лишь для изделий
диаметром не больше 10 мм-, для более крупных сечений необходимо
применять стали, легированные хромом, никелем, молибденом или воль-
фрамом. В общем можно сказать, что чем больше сечение изделия и чем
Рис. 628. Изменение предела
усталости при изгибе валов
с галтелями (принятые зна-
чения для коленчатых ва-
лов р : d = 0,03 0,09, чаще
0,04—0,06) [по Е. Houdre-
mont. Techn. Mitt. Krupp.
Techn. В er., 7, 1939, S. 45—
601
Сталь Химический состав, % Предел
с S1 Мп Сг Ni W текучести прочности
Мн'м2 кГ'мм2 Мн'м2 кГ'мм2
St 150 0,28 0,23 0,79 2*0 28 590 59
VCNI0 0,37 <0,35 0.60 0,5 1,5 — 530 53 840 84
CrNiW 0,32 — — 1 ,2 4,1 1 .0 1 020 102 1210 121
выше должно быть значение предела прочности, тем больше должно
быть содержание легирующих элементов в применяемой стали 270>. Как
следует из табл. 159, для величины пределов прочности и текучести не
играет роли, какие легирующие элементы содержатся в стали, важно,
чтобы они сообщали стали сквозную прокаливаемость. В табл. 18 (т. I)
уже было показано, что в стали с высоким пределом прочности свойства
пластичности в поперечном направлении значительно понижаются. Час-
то выбор легирующих элементов связан с вопросами металлургического
ное значение имеют данные о том, что чувствительность низколегированной высокопрочной стали к
надрезу можно в известной степени понизить легированием [45, 5], а также дополнительным высо-
ким отпуском поверхностного слоя детали в местах концентрации напряжений путем нагрева токами
высокой частоты [46, 5]. В настоящее время получают и более высокую прочность стали при удов-
летворительной ее пластичности и вязкости другими способами, в частности путем термомехаииче-
ской обработки, но эти способы пока еще не во всех случаях могут быть практически использованы.
См. также доп. 31).
Такое утверждение в общем виде нельзя считать правильным. Кроме того, немаловажное
значение имеет содержание углерода в стали.
Таблица 159. Механические свойства, получаемые на конструкционной стали
Сорт стали Химический состав, % Размеры мм Предел теку- чести Предел прочности Удлинение (Z = 5d) % Сужение, % Ударная вязкость на образцах
с SI Мп NI Сг w Мо V Гн м2 1 Гн м2 кГ мм2 DVM VGB
Мдж'м2 3 у М S
Нелегированная углеродистая сталь 0,48 0,31 0,62 (0,34) — — — — 0 10 1,7 170 2,2 220 9,6 32 0,09 0,9 — —
Марганцевая сталь 0,42 0,30 1,50 — — — — __ 0 ю 1,75 175 2,28 228 7,5 23 — — — —
Хромоникелевая сталь 0,37 0,08 0,48 4,06 1,50 — — — 0 30 1,16 116 2 200 9,5 20 — — — —
0,37 0,30 0,55 4,26 1,22 0,86 0 10 1,49 149 2,18 218 11,2 34 0,63 6,3
Хромоникелевольфрамовая сталь . . 0,32 -— — 4,30 1,14 0,96 •— 10 (лист) 20 (лист) 1,36 1,28 136 128 2,01 2 201 200 12 12 — — 1,3 1,05 13 10,5
0,32 — — 4,14 1,33 1,10 — —• 40 (лист) 1,13 113 1,97 197 8,3 — — .— 0,96 9,6
Хромоникельмолибденованадневая / 0,42 0,22 0,46 4,46 1,50 .—- 0,44 0,41 0 30 1,35 135 2,42 242 9,5 21 0,45 4,5 .— —
сталь 1 0,35 0,24 0,48 2,99 1,83 —- 1,14 0,30 0 60 1,18 118 2,21 221 9,3 26 — —- — —
0,60 0,24 0,50 — .—- У'1 у 411 1енная .—. 0 0,97 —. — 2,75 275 — — -— .—
Холоднотянутая сталь в масле1
0,82 — — -— — Пантентиро- _— 0 0,88 — — 2,35 -235 -3,5 —_ — — —.
ванная2 (/0= 35d)
1 A. Pomp u. A- Lindenberg. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Elsenforschg., 12, 193 0, S. 39—54. 2 A. Pomp. Stahl u. Eisen, 45, 1925, S . 777—786.
810
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
производства; уже при описании влияния марганца и хрома было указа-
но на их склонность, в противоположность никелю и молибдену, к обра-
зованию продуктов окисления.
Только закаленная сталь имеет часто внутренние напряжения, на-
кладывающиеся на рабочие напряжения. Чем больше сечение и чем
сложнее форма изделия, тем больше опасность образования не поддаю-
щегося учету сложного напряженного состояния, снижающего цикличе-
скую прочность. По этой причине, а также вследствие затрудненной об-
рабатываемости стали с высоким значением предела прочности, на
практике лишь в редких случаях применяют сталь с пределом прочности
выше 1,5 Гн!м2 (150 кГ/мм2)271 272). При этом уместно путем цементации или
азотирования поверхности получить благоприятное напряженное состоя-
ние для случая переменной нагрузки. Азотируемая сталь той же прочно-
сти требует, правда, особого подбора составов. В данном случае надо
заботиться не только о качестве азотированного слоя, но и о высокой ус-
тойчивости стали против отпуска, так как эти стали должны быть пред-
варительно отпущены при температуре не ниже 550° С. Подобные тре-
бования могут быть обеспечены при применении хромомолибденована-
диевой стали, как это показывает табл. 160. Для стали с пониженным
пределом прочности можно выбрать такой состав, который приведет к
оптимальным свойствам азотированного слоя.
Часто добавляются и требования определенной ударной вязкости.
Высокие значения ударной вязкости в продольном и поперечном направ-
лениях при данных значениях других механических свойств могут быть
получены легче всего путем легирования хромом и одновременно нике-
лем и молибденом, не являющихся раскислителями при выплавке. Тре-
бование ударной вязкости только тогда имеет определенный смысл, когда
ее значение можно связать с условиями возможной поломки детали;
в этом случае требуется, чтобы излом происходил после возможно более
высокой затраты энергии на пластическое деформирование. Это, однако,
не относится ко всем деталям, которые вращаются внутри жесткой кон-
струкции, например к шестерням механизмов, коленчатым валам, ша-
тунам и т. п. Не особенно оправдано поэтому требование высокой удар-
ной вязкости стали коленчатых валов, так как от них требуется высокая
циклическая прочность. Было показано, что относительно малопластич-
ные материалы, такие как марганцевые и марганцевокремниевые стали
с пределом прочности 0,9—1,0 Гн/м2 (90—100 кГ1мм2) и даже чугун мо-
гут успешно применяться для подобных деталей, если не превзойдено
допустимое значение предела усталости. Между тем известно, что чугун
не обладает заметной ударной вязкостью 272).
271) В настоящее время уже широко применяют сталь с пределом прочности больше 2 Гн/м2
(200 кПмм3}, а в ракетной технике и т. п. используют также и сталь с пределом прочности выше
2,5 Гн[м2 (250 кГ{мм2), в опытных изделиях — до 3 Гнгм2 (300 кГ/мм2). Затрудненная обрабатывае-
мость резанием ~ безусловно, одно из серьезных препятствий иа пути применения высокопрочной
и сверхпрочной стали. Ведутся, однако, успешные работы по облегчению обработки высокопрочной
стали как путем усовершенствования обычных способов, так и применения новых и специальных:
резания при низких или повышенных температурах, химических и электрохимических методов,
электроискрового метода и др. [47 и др.]. Новые перспективы открывает также возможность ис-
пользования квантовых генераторов (лазеров). Что касается циклической прочности, то она не-
сколько повышается при выплавке стали в вакууме.
272) Очень важно подчеркнуть, что этот вывод в лучшем случае имеет только ограниченное
значение. Учитывая, что в настоящее время стремятся определять надежность стали, особенно
высокопрочной и сверхпрочной, сопротивлением распространению трещин, т. е. еще более жесткой
характеристикой (см. доп. 6) к стр. 46), следует придавать ударной вязкости большее значение.
Кроме того, эта характеристика весьма чувствительна к процессам в граничном слое зерна, ко-
торые могут вызвать наиболее опасный вид хрупкого разрушения — межкристаллическое разру-
шение. Установление возможности применения сталнстого чугуна дтя изготовления коленчатых ва-
лов привело в свое время исследователей в США к далеко идущей концепции о «взаимоза-
меняемости» легирующих элементов в конструкционной стали.
ВЫБОР СОСТАВА ЛЕГИРОВАННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
811
Таблица 160. Свойства азотируемой стали повышенной прочности
Химический состав: 0,5% С; 3% Сг; 1% Мо; 1% V
Обработка, 1000° С, масло; 550° С, 2 ч, воздух; последующее азотирование при 500° С
Механические свойства сердцевины после азотирования (диам. 20 лш):
Предел текучести:
Гн/м2.........................1,45—1,55
кГ/мм2 .....................145—155
Предел прочности:
Гн/м2.............................1,75—1,85
кГ/мм2 .....................175—185
Относительное удлинение, %:
Z = 5d ....................... 10—12
I = 10d .................... 7—8
Поперечное сужение, % ........ 40—45
Ударная вязкость (образцы DVM):
Мдж/м2..........................0,3—0,4
кГм/см2..................... 3—4
Предел усталости при изгибе:
Без азотирования После азотирования
гладкий1 с надрезом2 отношение пределов ус- талости над- резанного и гладкого образцов гладкий с надрезом отношение пределов ус талости над- резанного и гладкого образцов
Мн'мг кГ]ммг Мн м* кГ'мм2 Мн'м* кГ}ммг Мн]м* кГ/мм*
840— 970 84—97 570—590 57—59 0,59-0,70 870—1050 87—105 700— 790 70—79 0,67—0,88
Отношение предела усталости к пределу прочности:
Без азотирования После азотирования
гладкий с надрезом гладкий с надрезом
0,48—0,53 0,31—0,34 0,50—0,57 0,38—0,45
1 Образец диам. 6 мм для испытания на усталость с переменным изгибом. 2 Кольцевой над- рез: 7,5 на диам. 6 мм; р —0,75 мм.
Особое значение, напротив, приобретает ударная вязкость металла
для брони и орудийных стволов 273\ При выстреле всегда возникает удар-
ная нагрузка. Надо обезопасить также обслуживающий персонал в слу-
чаях преждевременного разрыва снаряда в стволе орудия. В наиболь-
шей степени требование высокой вязкости относится к броневым пли-
там, которые должны не только вызвать разрушение самого снаряда,
но и поглотить кинетическую энергию снаряда при пластической дефор-
мации (см. стр. 587, т. I).
Здесь уместно проанализировать связь температуры улучшения
с получаемыми значениями вязкости. В углеродистой стали с повыше-
нием температуры закалки при улучшении размер зерна увеличивается.
При этом у стали (0,30—0,40% С; 0,60—0,80% Мп) наблюдается пони-
жение ударной вязкости. В случае же высоколегированной стали
Поведение орудийного ствола, брони и т. п. еще лучше (или дополнительно к ударной
вязкости) характеризует взрывная вязкость, определяемая условно как вес заряда (тротила), вы
зывающего определенный вид разрушения цилиндрика из испытуемой стали.
812
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
(табл. 161) при повышении температуры закалки ударная вязкость
уменьшается лишь незначительно. По-видимому, здесь одновременно
вследствие укрупнения зерна и большей однородности стали проявляет-
ся более благоприятное действие термического улучшения. Таким обра-
зом, укрупнение зерна в этой стали не всегда означает понижение удар-
ной вязкости. Из этого следует, что величина зерна стали, определенная
по микрошлифу, не может служить основанием для оценки ее ка-
чества 274).
Таблица 161. Влияние температуры закалки ни механические свойства стали
с 0,13% С; 0,3% Si; 0,5% Мп; 1,2% Сг; 4,2% Ni; 0,4% Мо в закаленном
и отпущенном состоянии
Обработка Твердость НВ П редел текучести Предел прочности Удлине- ние (Z =5 = 5d), % Сужение % Ударная вязкость
Гн’м2 кГ'мм2 Гн'м2 кг;мм? Мдж'м2 кГ -mJсм2
850° С, масло .... 401 1,19 119 1,37 137,1 11,8 58 1,2 12,0
900° С, » ... 401 1,15 115 1,36 136,6 11,0 56 1,22 12,2
1000° С, » ... 401 1,13 113 1,34 134,4 11,3 56 1,26 12,6
1100° С, » ... 401 1,12 112 1,37 137,5 12,7 56 1,13 11,3
1200° С, » ... 850° С, масло; отпуск 398 1,16 116 1,35 135,3 П,7 53 1,10 11,0
при 400° С 900° С, масло; отпуск 361 1,06 106 1,23 122,9 13,2 61 1,03 10,3
при 400° С 1000° С, масло; отпуск 361 1,05 105 1,22 121,6 12,5 59 1,10 11,0
при 400° С 1100° С, масло; отпуск 361 1,06 106 1,23 122,9 12,5 59 1,07 10,7
при 400° С 1200° С, масло; отпуск 359 1,03 103 1,22 122,0 12,5 58 0,99 9,9
при 400° С 356 1,04 104 1,22 122,0 12,5 58 0,95 9,5
При сварке выбор материала может в некоторой степени повлиять
на картину возникающих в процессе сварки многоосных напряжений,
строго говоря, не поддающихся учету. Поэтому после сварки рекомен-
дуется проводить отжиг для снятия напряжений, в частном случае —
местный в области сварного шва. Если применять для повышения изно-
соустойчивости сварку наплавлением, то в свариваемых сталях содер-
жание углерода следует ограничить примерно 0,2% во избежание под-
калки стали вблизи сварного шва и опасности возникновения трещин.
Повышенная прочность достигается соответствующим легированием,
причем важно, чтобы нагрев при сварке оказал возможно меньшее влия-
ние на свойства стали.
При выборе свариваемых легированных сталей уместно использо-
вать их кривые изотермического превращения. Так, например, у медно-
никелемолибденовой стали в листах толщиной 50 мм удается сместить
превращение во время охлаждения в нижнюю перлитную или промежу-
274> Критерием влияния величины зерна должно служить смещение критической температуры
хрупкости, а не изменение ударной вязкости при комнатной температуре. У сталей, легированных
никелем, критическая температура настолько низкая, что смещение ее вверх в результате укруп-
нения зерна может очень мало отразиться на величине ударной вязкости при комнатной темпе-
ратуре (табл. 161), хотя и уменьшает значительно температурный запас вязкости и усиливает
склонность к хрупкому разрушению. Поэтому вывод автора (имеющий принципиальное значение)
нельзя считать обоснованным. Сказанным, очевидно, объясняется и давно известное положение, что
в случае легированной стали величина зерна меньше влияет на ударную вязкость, чем в случае
углеродистой [5, 1-е изд., стр. 86]. Возможно, что на этой неверной предпосылке основаны и по-
явившиеся недавно сообщения [48], что укрупнение аустенитного зерна вообще не ухудшает меха-
нических свойств стали.
МОЛИБДЕН В ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
813
точную область, избегнув тем самым закалки на мартенсит (см. рис. 828).
Стали с повышенным содержанием углерода и легирующих элементов
во избежание закалки на мартенсит свариваются после предваритель-
ного нагрева на 300° С частично электродами из свариваемого металла,
частично электродами из аустенитной стали. При сварке, например,
броневых сталей внутреннюю часть сварного соединения выполняют из
мягкой стали или аустенитного материала и только наружный слой
обычно наваривают твердым основным металлом.
При сварке сталей, устойчивых против воздействия водорода высо-
кого давления, только путем основательного отжига может быть обес-
печена полная устойчивость сварной зоны благодаря образованию соот-
ветствующих специальных карбидов *.
Этих нескольких примеров достаточно для того, чтобы дать по
крайней мере отправные положения для выбора легированной улучшае-
мой конструкционной стали.
г. Молибден в цементуемой стали
По данным старых исследований молибден вызывает некоторое
увеличение глубины цементации.
Эти данные справедливы только при незначительной глубине це-
ментации. При большей толщине цементованного слоя оказывается, что
молибден, подобно хрому, способ-
ствует значительному повышению
содержания углерода в поверхност-
Рис. 630. Анормальность структуры в
цементованном слое стали с 1,5% Мс
после цементации в течение 30 ч в дре-
весном угле с углекислым барием прн
температуре 980—1000° С. >< 300. [по
Е. Houdremont u. Н. Schrader. Arch
Eisenhiittenw., 8, 1934/35, S. 445—459]
Рис. 629. Влияние молибдена на содержа-
ние углерода в поверхностном слое при
цементации в древесном угле с углекис-
лым барием [по Е. Houdremont u. Н.
Schrader, Arch Eisenhiittenw., 8, 1934/35,
S. 445—459]
ном слое (рис. 629). Наивысшая концентрация углерода несколько мень-
ше, чем в хромистой стали, однако и в стали с 3% Мо достигает 1,9%.
Изменение глубины цементации под влиянием молибдена зависит от
температуры цементации.
В основном, особенно при температурах цементации 980—1000° С,
наблюдается уменьшение глубины цементации до 3% Мо. Молибдено-
вая сталь еще в большей мере, чем вольфрамовая, склонна к образова-
нию анормальной структуры (рис. 630), благодаря чему, по сравнению
с хромистой сталью, уменьшается опасность образования карбидов по
1 Е. Houdremont. IT. Koch u. H. J Wiester. Arch, Eisenhiittenw., 18, 1944—1945, S. 147—154.
814
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
границам зерен. Молибден от 0,5 до 1 % влияет на повышение содержа-
ния углерода в поверхностном слое не так сильно, как соответствующие
содержания хрома. Молибден до 0,7% в случае длительного нагрева при
цементации обусловливает крупнозернистость стали (рис. 631). Лишь
при дальнейшем повышении его содержания замечается измельчение
зерна, что, вероятно, связано с выделением специальных карбидов.
Влияние повышенного содержа-
ния молибдена на содержание угле-
рода в поверхностном слое и на ве-
личину зерна при длительной це-
ментации не особенно благоприятно.
Однако при более низком его со-
держании и более коротких вы-
держках эти недостатки не обнару-
живаются. Поэтому молибден при-
меняется как легирующий элемент
цементуемой стали. Уже при низких
Содержание пол ид де на,°А
Рис. 631. Влияние молибдена на величину зерна при це-
ментации [по Е. Houdremont u. Н. Schrader. Arch.
EisenhQttenw., 8. 1934/35, S. 445—459]
его содержаниях улучшается прокаливаемость и достигается наивысшая
поверхностная твердость благодаря не слишком большому количеству
остаточного аустенита; никель и хром не оказывают такого влияния.
Имеются поэтому попытки заменить молибденом и никель, и хром в хро-
моникелевой стали.
Как следует из сравнения данных табл. 162 с табл. 101 и 104, ме-
ханические свойства содержащих молибден сталей почти не отличаются
от свойств хромомарганцовистых и хромоникелевых цементуемых ста-
лей. В литературе, особенно американской, часто высказывались пред-
положения, что молибден в состоянии заменять в стали никель. Описан-
ное выше специфическое влияние молибдена объясняет возможность
замены молибденом хрома, но отнюдь не никеля 275). Улучшение прока-
275> Специфическую роль никеля, заключающуюся в сильном уменьшении чувствительности
цементованного слоя к надрезу (см. доп. 1БЗ) на стр. 477), едва ли может выполнять любой другой
легирующий элемент, в том числе и молибден.
МОЛИБДЕН В ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
815
Таблица 162 Химический состав и механические свойства цементуемых сталей,
содержащих молибден
Химический состав1, % Механические свойства после закалки сердцевины цементованных образцов диам. 30 мм Температура за- калки2, °C
С S1 Мп Сг N1 предел текучести предел прочности удлинение (Z = 5d) % сужение %
Мн'м2 кПмм2 Мн'м? кГ/лл2
0,12 0,6 1,8 460-600 46—60 650—850 65—85 18—14 60 800
0,15 <0,35 0,8 1,0 630—770 63—77 900—1100 90—110 16—10 50 820
0 20 <0,35 0,9 1,2 — 820—1010 82—101 1100—1350 110—135 13-7 50 820
0,18 <0,35 0,5 2,0 2,0 970—1160 97—116 1300—1550 130—155 14—7 50 820
Содержание молибдена во всех сталях 0,25%. 1 Охлаждение
в масле.
ливаемости достигается и значительно более экономичным способом —
повышением содержания углерода в хромомарганцовистой стали, как
это следует из табл. 103. Это положение привело к ограничению исполь-
зования содержащей молибден цементуемой стали в ФРГ. При малых
сечениях деталей достаточные свойства достигаются на хромомарганцо-
вистой стали, а при больших сечениях приходится применять никель.
В противоположность этому в Америке, где имеется достаточно молиб-
дена, широко применяются молибденовые цементуемые стали, например
сталь SAE4620 с ~1,8% Ni и 0,25% Мо и сталь SAE8620 с 0,50% Сг,
0,55% Ni и 0,20% Мо. Имеются также попытки получить требуемые ме-
ханические свойства в сечениях умеренного размера (например, в ше-
стернях автомобилей) посредством установления определенного содер-
жания углерода при содержаниях марганца от 0,5 до 0,7% и молибдена
порядка 0,5%. Сталь подобного состава отличается также хорошей обра-
батываемостью резанием Ь 276)
Механические свойства сердцевины заготовок размером 40 мм хро-
момолибденовой стали практически одинаковы со свойствами хромони-
келевой. При сечениях выше 100 мм последняя сталь превосходит хро-
момолибденовую, в том числе по ударной вязкости: 1,8 Мдж]м2 против
1,4 (~18 кГ-м/см2 против ~14). Хромомолибденовая сталь показыва-
ет более крупнозернистое строение, чем хромоникелевая, особенно при
сечениях больше 15 мм. После закалки в масле цементованный слой хро-
момолибденовой стали приобретает большую на 2—3 HRC твердость по
сравнению с хромоникелевой, что связано с меньшим количеством оста-
точного аустенита. Это является преимуществом, когда требуется осо-
бенно высокое сопротивление износу. В деталях же очень малого сече-
ния (2—3 мм) это может быть заметным недостатком. В таких деталях
толщина цементуемого слоя весьма значительна по отношению ко всему
сечению, и после цементации они будут соответственно более хрупкими.
' Н. U. Meyer. Stahl u. Eisen, 7, 1956. S. 68—78.
61 При дальнейшем развитии этих исследований [50] выявилось, что важнейшим критерием
при выборе цементуемой стали является прокаливаемость цементованного слоя. Молибден ока-
зался единственным (из исследованных) легирующим элементом, обеспечивающим высокую прока-
ливаемость цементованного слоя при разном содержании в нем углерода. В результате этих ис-
следовании были рекомендованы и сейчас применяются в автотракторной промышленности ФРГ
ГОМпгЛь1 0,Г1п,С1т!И °Х45°ЛМо (20МОСГ4); 2) такая же, ио с 0,25% С
( Мо Сг 4), 3) 0,2/о С, 0,4/о Сг; 1,5% Ni и 0,4')% Мо (20 Nt Мо С Сгб). Сообщается, что изделия
из них можно с успехом закаливать с цементационного нагрева.
816
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
При цементации выгодно выбирать низкие температуры цементации
(850—880° С) и мягко действующие карбюризаторы. Обратное ведет
к сильному обогащению углеродом поверхностного слоя, чего не наблю-
дается, однако, на чисто молибденовых сталях. При удачном выборе
температуры и неглубокой цементации, до 2 мм, без труда удается по-
лучить структуру, не имеющую по границам зерен избыточных карби-
дов. Температура окончательной закалки несколько выше, чем для хро-
моникелевой стали (820—840 против 790—810° С). Это обусловливает
некоторое увеличение поводки изделий очень сложной формы. Преиму-
ществом цементуемой хромомолибденовой стали является возможность
получить более мягкое состояние после отжига, чем в хромоникелевой,
что имеет громадное значение для сокращения продолжительности об-
работки, особенно шестерен.
д. Общие соображения о выборе состава
легированной цементуемой стали
Высказанные о выборе легированной улучшаемой стали (стр. 804)
соображения относительно свойств и экономичности относятся также
и к цементуемым сталям. Для деталей, которые требуют значительного
снятия стружки, например шестерен, обрабатываемость стали выдвигает-
ся на передний план 277). При выборе легирующих элементов часто ру-
ководствуются результатами специальных опытов и заданными усло-
виями обработки. Так, например, в различных американских автомо-
бильных конструкциях* 1 для одних и тех же ведущих шестерен приме-
няют весьма различные стали-—углеродистые (SAE 1019), автоматные
(SAE 1137), хромистые (SAE5120), молибденовые (SAE 4024) и хромо-
никелемолибденовые (SAE8620). Требования к величинам пределов
прочности и текучести, а также к вязкости, установленные для улучшае-
мой стали, полностью относятся и к закаленной цементуемой стали.
В закаленном состоянии без последующего отпуска, как это получается
после закалки от температуры цементации, значение предела пропорцио-
нальности является довольно низким (см. табл. 17). Поэтому надо счи-
таться с ранним наступлением небольших пластических деформаций.
Влияние прочности сердцевины на поведение стали при переменных на-
грузках имеет для цементуемой стали особо важное значение (см.
стр. 301). При выборе стали для определенных целей решающими
факторами являются сечение изделия и требуемый предел прочности.
Так как на прочность цементуемых деталей нельзя влиять при помощи
отпуска, то для достижения требуемого предела прочности существен-
ным становится химический состав. Отдельные марки стали различают-
ся не только по прокаливаемое™, но также и по вязкости (рис. 632). Не-
значительная прокаливаемость хромоникелевой стали 1 (рис. 632) объ-
ясняется низким содержанием углерода (0,11%). Сталь этого же
состава, но с 0,22% С, имеет в крупных сечениях предел прочности
сердцевины выше, чем у всех сравниваемых марок стали (сталь 9).
О роли содержания углерода см. стр. 582. Так'как твердость мартенсит-
ной структуры обусловлена в основном содержанием углерода, то в де-
талях небольших сечений, изготавливаемых из низколегированных це-
277> Обрабатываемость резанием ограничивает также возможность повышения содержания уг-
лерода в цементуемой стали сверх определенного количества, что с точки зрения прочности сердце-
вины в ряде случаев было бы целесообразно и желательно
1 V. Е. Hense, Н. Н. Miller u. Е. В. Scheneck. SAE-J, Okt, 1950, р. 25—29.
ВЫБОР СОСТАВА ЛЕГИРОВАННОЙ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
817
ментуемых сталей с более высоким содержанием углерода, образуется
мартенситная структура в сердцевине и достигается относительно высо-
кий предел прочности. Мартенситная точка Ms сердцевины цементуемых
сталей лежит довольно высоко (выше 300°С), так что их мартенсит
может быть легко отпущен. В крупных сечениях у низколегированной
стали превращение протекает в промежуточной или в перлитной обла-
Размеры стороны И, нн
Рис. 632. Уменьшение прочности сердцевины различных цементуемых сталей
в зависимости от размеров изделия
Кривая С S1 Мп Сг Ni W Мо
1 О.И 0,37 0,38 1,33 4,33
2 0,17 0,28 0,40 1 ,49 4,19 0,95 —
3 0,20 0,23 1,08 1,13 — — 0,23
4 0,18 0,25 0.55 2,74 —— —- 0,40
5 0,18 0,25 0,50 1,85 1 ,92 — 0,26
6 0.20 0,30 I .36 1 ,53 — — —
7 0.23 0,24 1 ,37 2,09 — — 0,20
8 0,21 0,34 1 ,45 2,62 — ——
9 0.22 0,26 0,36 1,38 4,37 — —
чего прочность сердцевины сильно понижается. Поэтому у сталей
различие в твердости сердцевины в небольших и крупных сеюниях осо-
бенно велико. При небольших сечениях (меньше 10 тил.-'i лег?„; достигает-
ся прочность сердцевины до 1,7 Гн{м2 (170 кГ/мм2). Если такая проч-
ность нежелательна, так как именно при тонких сечениях желательно
иметь вязкую сердцевину, то можно применять мягкие закалочные сре-
ды (масляную или соляную ванну), в которых превращение в сердце-
вине и при тонких сечениях еще проходит в промежуточной области.
Для деталей, подверженных еще и сильным ударным нагрузкам, вяз-
52 Э. Гудремои, т. II
818
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
t:
I
(во) (100) (120) (1h0) (160)
Предел прочности,Гн/г!г (irr/riri1)
633. Ударная вязкость различных цементуе-
сталей при различных значениях прочности
zzzzzz Zr zz.z.z_.....z...... jr размеров изделия
Рис.
мых _______ г._ г__________ _____________к_______
(прочность в зависимости от размеров изделия
изменяется) [по Н. Schrader и. F. Brilhl. Techn.
Mitt. Krupp, Forschungsber., 3. 1940, S. 243—253]
кость сердцевины и цементованного слоя особенно существенна. Это от-
носится к большому числу деталей, применяемых, например, в авто-
строении — прежде всего для грузовых автомобилей и вездеходов. Уже
по излому цементованных образцов можно получить представление
о вязкости различных сталей. Вязкость хромомарганцовистой стали ни-
же, чем хромомолибденовой, а последней ниже, чем хромоникелевой
(рис. 633)'. На поперечных образцах эта разница проявляется еще
резче278’. Как было указано выше, наименее вязкой является чисто мар-
ганцовистая сталь с повышенным содержанием углерода; однако для
получения особо мелкого зер-
на и, следовательно, повышен-
ной вязкости можно ввести в
такую сталь 0,05—0,1% вана-
дия, при этом заметного изме-
нения предела прочности не
произойдет.
Вязкость цементованного
слоя зависит главным образом
от содержания в нем углерода,
от распределения карбидов и
от содержания остаточного ау-
стенита. Стали, содержащие,
например, хром и молибден,
весьма склонны к образованию
карбидов в поверхностном
слое. Однако путем подбора со-
ответствующего карбюризато-
ра можно добиться существен-
ных изменений в распределе-
нии углерода в слое, как это
показано на рис. 634. Закалка
хромомолибденовой стали дол-
жна производиться с темпера-
туры 820—840° С, а хромонике-
левой стали — с 790—810° С.
Для хромомарганцовистой ста-
ли температура закалки может
быть снижена до 800—820° С.
Детали сложной формы, например шестерни, желательно закаливать
при возможно более низкой температуре, чтобы уменьшить поводку. За-
каленный цементованный слой хромомолибденовой и хромомарганцови-
стой стали имеет твердость 65—66 HRC, т. е. выше, чем у хромоникеле-
вой стали,—63—64 HRC. Чтобы получить необходимое сопротивление
ударным нагрузкам и уменьшить чувствительность к образованию тре-
щин при шлифовке, целесообразно подвергнуть хромомарганцовистую
сталь после закалки отпуску при 180—200° С (после этого твердость на
поверхности становится равной твердости хромоникелевой стали).
В некоторых случаях, например для шестерен, цементуемую сталь
можно заменить закаливаемой (ср. рис. 261 и 262, т. I). При этом можно
1 Падение вязкости при низких значениях предела прочности на рис. 633 объясняется увели-
чением содержания феррита в изделиях крупных сечений.
2ге> Это положение — одно из лучших подтверждений индивидуального влияния легирующих
элементов на механические свойства стали и в случае полной ее прокаливаемое™, которое автор
в другом месте (см. стр. 323 и наше доп. в5> к стр. 323) отрицает.
ВЫБОР СОСТАВА ЛЕГИРОВАННОЙ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
819
применять прямую или ступенчатую закалку (см. стр. 243 и 587). Об
использовании улучшаемой стали с содержанием около 0,4% С для ше-
стерен закаливаемых из цианистых ванн, было сказано на стр. 586
Наличие в практике большого количества марок стали объясняется
прежде всего экономическими соображениями, а также желанием иметь
несколько сталей с требуемы-
ми свойствами на случай из-
менения обстановки с сырье-
выми материалами. Это осо-
бенно относится к Америке,
где стандартами предусмотре-
но значительно большее число
цементуемых сталей, чем, на-
пример, в ФРГ.
Экономичность цементуе-
мой стали зависит не только от
себестоимости легирующих
элементов. При серийном про-
изводстве значительного мас-
штаба такое же большое зна-
чение имеют затраты на меха-
ническую и термическую обра-
ботку. Детали с не слишком
большой глубиной цементо-
ванного слоя (например, до
1 мм), применяемые в вагоно-
строении, в Америке подверга-
ют газовой цементации при-
родным газом; этот процесс
весьма прост и позволяет конт-
ролировать равномерность по-
лучаемого слоя. При этом це-
ментованные детали закали-
ваются непосредственно из це-
ментационной печи с 930° С.
Такая температура цементации
позволяет получать мелкозер-
нистую структуру и одновре-
менно обеспечивает экономич-
ность процесса. Применяемые
для этой цели стали не долж-
ны, следовательно, быть чув-
ствительными к перегреву и
склонными к сильному образо-
С Si fin Cr Ni No
1 0,11 0,37 0,36 1.33 6,33 -
2 0,20 0,23 1,08 1,13 - 023 7.
Рис. 634. Влияние температуры цементации н соста-
ва карбюризатора на содержание углерода в по-
верхностном слое различных легированных цементуе-
мых сталей [по Н. Schrader u. F. Briihl, Stahl
и. Eisen, 60, 1940, S. 1051—1058]
ванию карбидов в поверхностном слое. В такой же степени экономич-
ным, как газовая цементация при высоких температурах, является жид-
кое цианирование сталей с несколько большим содержанием углерода.
Используя повышенную закаливаемость этих сталей и получая высокую
твердость сердцевины, можно ограничивать цементованный слой мень-
шей глубиной 279).
!и> При увеличении содержания углерода в сердцевине (в стали) от 0,1 до 0,3% необходи-
мая глубина цементованного слоя уменьшается в 2 раза.
52*
820
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Таким образом (см. стр. 804), нельзя установить принципиально
резкой границы между цементуемой и улучшаемой сталью. С одной сто-
роны, подвергают цементации сталь с содержанием до 0,5% С и произ-
водят цианирование даже инструментальной стали; с другой стороны,
часто применяют сталь с низким содержанием углерода (менее 0,25%)
в качестве улучшаемой. Низкое содержание углерода позволяет прово-
дить энергичную закалку в воде; в этом случае твердость при отпуске
снижается менее сильно, а вязкость оказывается выше, чем у более
высокоуглеродистой стали 280). Разумеется, способность такой стали
к улучшению по всему сечению меньше, чем у стали с повышенным со-
держанием углерода. Она также особенно склонна к охрупчиванию после
отпуска при 200—450° С.
Следует стремиться применять вместо двойной закалки одну закал-
ку с возможно более низкой температуры (чтобы избежать поводки).
Для этой цели особенно пригодны никелехромистые и никелемолибде-
новые стали, так как никель снижает температуру превращения. В дру-
гих сталях, как известно, можно измельчить зерно чисто металлургиче-
скими приемами, однако при этом происходит известное уменьшение
прокаливаемости. Во многих случаях можно путем закалки в горячих
средах от высокой исходной температуры достигнуть желаемого эффек-
та, а именно: незначительной поводки, мартенситного превращения
в сердцевине в промежуточной ванне и превращения в поверхностном
слое при дальнейшем охлаждении после выдержки в ванне281’. Рацио-
нальные решения можно в особенности найти в массовом производстве,
при котором удается создать специальные устройства с автоматически
регулируемым процессом.
4. Молибденовые стали с особыми физическими свойствами
Чисто молибденовые стали не обнаруживают никаких особенно-
стей, которые могли бы привести к развитию на их основе материалов
с особыми физическими свойствами.
Параметр решетки a-железа при введении молибдена увеличивает-
ся. Молибден увеличивает электрическое сопротивление (рис. 635). Так
как при небольшом содержании он не понижает окалиностойкости, по-
вышает электросопротивление и несколько повышает жаропрочность,
то в количествах до 10% его добавляют в жароупорные хромоникелевые
сплавы, применяемые в виде проволоки для элементов сопротивления.
Так, например, для этих целей используют сплавы следующих соста-
вов 282), %:
с Si Мп Ni Сг Мо
0,10 1,о 2,5—3,5 60,0 13,0 1,0—1,5
0,10 0,4—0,6 2,5—3,0 73,0 19,0 2,0
0,10 0,6—1,0 2,0 60,0 15,0 7,0
280) Примером отечественной стали, которая может применяться р как цементуемая и как
улучшаемая, может служить сталь ЗОХГТ.
281) путем изотермической закалки (в ваине с температурой 250—300° С) мы получали [49] у
цементованных деталей диаметром или толщиной 30—35 мм из стали хром а ней л ЗОХГС сочетание
высоких характеристик прочности, пластичности и вязкости в сердцевине при достаточно высокой
твердости цементованного слоя [например, предел прочности 1,1 Гн/м2 (ПО кГ/лсж2), предел вы-
носливости 600 Мн/м2 (60 кГ/мм2), относительное удлинение 19%, относительное сужение 54%, удар-
ная вязкость 1 Мдж/м2 (10 кГ • м/см2) при твердости цементованного слоя 62 HRC].
282) Это — сплавы на никелевой основе. Из других сплавов на никелевой основе всеми свой-
ствами, требуемыми от сплавов сопротивления, в том числе для точных сопротивлений (малой
т. э. д. с. в паре с медью), обладают сплавы НИМО (хастелои) (см. доп. ,72) к стр. 508
ВЫБОР СОСТАВА ЛЕГИРОВАННОЙ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
821
При температурах выше 900° С преимущество молибденовых спла-
вов не доказано. В атмосфере печи, содержащей сернистый газ, молиб-
деновые стали даже менее стойки.
Повышение жаропрочности молибденом используется также в тер-
мобиметаллах из железоникелевых сплавов, когда изделия из них под-
вергаются механическим воздейст-
виям (например, в электрических
выключателях).
Молибден, хром и вольфрам
одинаково влияют на магнитные
свойства. Как видно из рис. 636,
сталь с 2—3% Мо имеет хорошие
значения остаточной индукции и ко-
эрцитивной силы. Не решен пока
вопрос о том, можно ли получить
еще лучшие свойства путем увели-
чения содержания молибдена и со-
ответствующего повышения темпе-
ратуры закалки. В связи с благо-
приятным влиянием молибдена его
Рис. 635. Влияние молибдена на электри-
ческое сопротивление железомолибдеиовых
сплавов
вводят в вольфрамовую и хромистую магнитную сталь, чтобы улучшить
значения коэрцитивной силы. Примером этого служит сталь с 1 % С; 3,5%
Сг и 0,5% Мо. Это относится также и к хромокобальтовой магнитной
стали, описываемой ниже, которая всегда содержит 1,0—2,0% Мо1.
Рис. 636. Влияние молибдена на коэрцитивную силу, остаточную
индукцию и произведение Br сталей с 1,05% С [по A. F. Sto-
gow и. W. S. Messkin (Я. Ф. Стогов и В. С. Меськин). Arch.
Eisenhuttenw., 2, 1928/29. S. 595-600]
На особые магнитные свойства безуглеродистых железомолибдено-
вых сплавов с 14—24 % Мо указывалось на стр. 775 Эти дисперсионно
твердеющие сплавы отличаются большой остаточной индукцией при
высокой коэрцитивной силе. Присадка кобальта способствует дальней-
шему улучшению их свойств, которые, однако, ниже, чем железоникель-
алюминиевых и т. п. сплавов (см. раздел «Алюминий»). Введение мо-
1 Широкое применение сплавов систем Fe — Ni — Ai (алии) и Fe — Ni — Al — Co (алнико)
привело в настоящее время к резкому сокращению потребления вольфрамовой стали (см. выше),
а тем более молибденовой, не получившей вообще заметного распространения. П р н м. р е д.
822
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
либдена несколько замедляет рост проницаемости высоконикелевых
железных сплавов с полем. По данным Меськина и Марголина оста-
точная индукция железного сплава с 12% Мо должна уменьшаться
с повышением температуры закалки, т. е. с увеличением растворимости
интерметаллического соединения; такой сплав может быть пригоден
в качестве изоперма благодаря уменьшению его магнитной нестабиль-
ности. Подобные сплавы не получили, однако, технического применения.
Благоприятное влияние молибдена в пермаллое (супермаллой) было
описано в разделе «Никель» (стр. 491)283).
5. Молибден в сплавах, устойчивых против коррозии
По аналогии с хромом и никелем молибден также придает стали
склонность к пассивированию, хотя пассивность наступает не так легко,
как в присутствии хрома и никеля. Но молибден в противоположность
Концентрация серной кислоты
хрому пассивирует поверхность
стали как в восстановительных
кислотах (соляная, серная и сер-
нистая), так и в сильно окисли-
тельных соляных растворах и в
особенности в присутствии ионов
Рис. 637. Сдвиг кривых (температур перелома)
аустенитных хромоникелевых сталей в аэриро-
ванной серной кислоте при присадке молиб-
дена
С Si Мп Сг Ni Мо
A 0,05 0,51 0,51 18,5 9.3 __
В 0,05 0,63 0,54 18,4 9,3 1 ,25
C 0,05 0,60 0,37 17,9 9,8 1,73
D 0,07 0.54 0.51 18,3 9,8 2,46
E 07 0, 31 0,38 17,2 11.5 4,92
хлора. Таким образом, антикоррозионную устойчивость стали можно
повысить путем присадки молибдена1 2 (см. табл. 163, а также табл. 140,
т. I).
Особенно отчетливо преимущество молибденовой стали проявляет-
ся при воздействии сернистой и серной кислот и сернистого ангидрида
при 250° С и 4 Мн/м2 (40 ат). Устойчивость в азотной кислоте молибде-
ном не повышается.
Кривые рис. 637 показывают так называемые критические темпера-
туры перелома. Ниже этих температур образцы стали в аэрированной
(при сильном помешивании) серной кислоте могут снова перейти в пас-
сивное состояние после искусственного активирования, в то время как
выше этих температур самопроизвольное пассивирование невозможно3.
1 В. С. Месъкин. и Ю. М. Марголин., ФТЖ, т. 101, 1936, стр. 456—477.
283) Введение нескольких процентов молибдена в новый магнитно-мягкий сплав железа с
16% А1 (Ю16, альфенол, терменол) повышает его начальную магнитную проницаемость в 2 раза:
С 0,5 до 1,0 тлЦа/м), илн с 4000 до 8000 гф\ коэрцитивная сила при этом составляет около 2,4 а[м,
0,03 э. См. также доп. 405) на стр. 1036.
? Влияние молибдена, так же как хрома и никеля, можно объяснить некоторыми положения-
ми электронной теории. В основном все дело сводится к тому, что «заряжается» орбита За желе-
за. что приводит к более сильному пассивириванню (см. раздел «Хром», т. I).
3 Н. J. Rocha. Chem. Fabrik, 13, 1940, S. 379—384. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 3.
i940. S. 191—198.
МОЛИБДЕН В СПЛАВАХ, УСТОЙЧИВЫХ ПРОТИВ КОРРОЗИИ
823
Таблица 163. Влияние молибдена на устойчивость нержавеющей стали
против воздействия кислот и сильно окисляющих растворов
Сталь Состав, % Сталь Состав, % Сталь Состав. %
с Сг Ni Мо С Сг Ni Мо С Сг Ni Мо
А 0,,.6 18 8 — в 0,06 18 9 2,5 с 0,06 18 9 5,0
Кислота или раствор Концентрация % Продол- житель- ность испытания ч Потери в весе, а/(ч«л2) при
20° С 100° С
А В С А в с
Азотная кислота 45 67 50 50 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 — <0,1 0,2 0,1 0,2 0,1 0,2
Соляная кислота 10 50 4,0 0,35 0,25 150,0 70,0 70,0
Серная кислота 10 80 50 50 5,0 <0,1 <0,1 <0,1 <0,1 30,0 160,0 5,5 75,0 4,0 60,0
Хлорное железо 30 200 >20,0 <0,01 <0,01 — — —
Гипохлорит каль- ция 150 г Ск/л 70 г С12/л 500 500 >50,0 >50,0 <0,1 <0,1 <0,1 <0,1 — —
Уксусная кисло- та 50 100 >0,1 <0,01 0,01 0,8 0,01 0,01
Щавелевая кис- лота 50 100 >0,1 0,01 0,01 2,0 0,2 0,2
Виннокаменная кислота 50 100 >0,1 0,01 0,01 0 0 0
Сернистый ангид- рид (сульфит- ная щелочь) Насыщенный на холоду 109 Температура 250° С, избыточное давле- ние 40 бар (40 ати) Неустой-1 0,1 1 0,1 чива 1 | — — —
При уменьшении доступа воздуха области температур и концентраций
серной кислоты, ограниченные этими кривыми, больше, чем области ста-
билизации пассивного состояния, но все же они дают ясное представле-
ние о влиянии молибдена.
Это обусловило широкое применение хромоникелевых сталей с мо-
либденом в красильном и отбеливающем производстве, а также (благо-
даря устойчивости против перегретых сульфитных щелочей) в целлю-
лозной промышленности.
Молибден вводят также в сплавы, которые должны быть устойчи-
вы против соляной кислоты, причем в эти сплавы дополнительно при-
саживают медь (см. стр. 1066).
824
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
Устойчивость сплавов, содержащих медь, против воздействия соля-
ной кислоты характеризует рис. 638. Аустенитные стали с повышенным
содержанием никеля и добавками молибдена и меди (например, сталь
X5CrNiMoCu 1818 в табл. 119 а) обнаруживают такую же устойчивость
в растворах серной и соляной кислот, как никелевые сплавы с высоким
содержанием молибдена (например, 60% Ni; 20% Мо и 20% Fe или
монель-металл с 60—70% Си; 25—35% Ni)1. Эта сталь обладает хоро-
шей свариваемостью и прекрасной устойчивостью против коррозии. В то
же время она дешевле, чем высокомолибденовый сплав, и поэтому ча-
стично используется взамен него.
Особенно заметна повышенная устойчивость молибденовой стали
против воздействия хлоридов (табл. 163 и 123). Как было указано на
Концентрация соляной нислото,,'/. Рис. 639 Потенциал стали с i8% Сг „
_ „ 8% Ni в зависимости от содержания
Рис. 638. Устойчивость против воздействия соляной молибдена в кипящем растворе повя-
к и слоты прн комнатной температуре медьсодержащей ренной солн, не содержащем кислоро-
хромоникельмолибденовой стали по сравнению со да, после 20 ч [по Н. Н. Uhlig.
сталью того же состава, но без меди, а также с мо- Trans. Ашег. Inst. Mln. Met Engrs*
иель-металлом 140, 1940, р. 387—4101
стр. 653 (т. I), в содержащих хлориды растворах часто происходит то-
чечная коррозия, которая значительно сокращается при присадке в сталь
молибдена. Это можно доказать путем измерения потенциалов в раство-
рах, содержащих хлориды (рис. 639). Устойчивость хромистой стали
и хромистого чугуна в растворах, содержащих хлориды, также можно
повысить присадкой молибдена.
Окалиностойкость железа при небольшой добавке молибдена повы-
шается. Благодаря обогащению молибденом поверхностных слоев за-
трудняется образование FeO и образуется слой из окиси МоО2 * *. Ока-
линостойкость хромистой и хромоникелевой стали при малом содержа-
нии молибдена практически не изменяется. При содержании молибдена
больше 3%. как и у вольфрамовой стали, наблюдаются «вспучивания»
и частичная порча металла (рис. 640). Причина этого явления была ука-
зана на стр. 684 (т. I). Только при высоком содержании никеля (выше
40%) устраняется образование окисла МоО3**. Иногда может наблю-
даться обогащение металла молибденом под слоем окалины, что особен-
но неблагоприятно в присутствии сернистых газов (см. стр. 873).
1 К. Bungardt u. Н. J. Rocha. Werkstoffe u. Korrosion, 3. 1S52. S. 209—211.
* S. S. Brenner. J. Electrochem. Soc., 102, 1955, p. 7—15.
** S. S. Brenner. J. Electrochem. Soc., 102, 1955, p. 16—21.
ВЛИЯНИЕ МОЛИБДЕНА ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
825
Как видно из рис. 602, молибден улучшает устойчивость стали про-
тив водорода при повышенных давлениях и температурах. Поэтому поч-
ти все водородоустойчивые стали содержат добавки молибдена (см.
Рис. 640. Вспучивание окалины при высоком содержании молибдена в хромо-
молибденовой стали (нагрев на воздухе при 1300° С в течение 500 ч). Нат. вел.
габл. 132, т. I). Благоприятно при этом уменьшение молибденом склон-
ности к отпускной хрупкости и особо ценно то, что молибден повышает
жаропрочность стали 284\
6. Некоторые данные о влиянии молибдена
при производстве и обработке стали
30 лет назад в различных руководствах можно было найти указа-
ние на то, .что молибден оказывает рафинирующее и раскисляющее дей-
ствие. Эти данные неверны, так как молибден, подобно никелю, благо-
роднее железа. При завалке в мартеновскую печь молибденсодержаще-
го скрапа значительного угара молибдена не происходит. Если при про-
изводстве стали молибден вводится в виде руды, например молибдата
кальция, то без значительных трудностей удается перевести в сталь
свыше 90% Мо даже и в том случае, если плавка ведется окислитель-
ным процессом, как например в основной мартеновской печи. Следова-
тельно, молибден восстанавливается железом из его окислов и при нор-
мальном металлургическом процессе — мартеновском и электроплав-
284) В зависимости от условий работы решающую роль может играть водородоустойчивость
или жаропрочность и жаростойкость. Так, для работы в установках дегидрирования при темпера-
турах до 570° С н давлении 60 бар (60 ат) от стали требуется главным образом жаростойкость и
жаропрочность. Если же сталь работает при температурах до 300° С, то более важна водородоус-
тойчивость. Этим определяется необходимость и целесообразность легирования такой стали молиб-
деном.
826
МОЛИБДЕНОВАЯ СТАЛЬ
ке—не может быть удален из стали. Поэтому при повторном переплаве
молибденовой стали практически не происходит угара молибдена285).
Молибден присаживают поэтому в виде ферросплавов или, как было
указано, в виде молибдата кальция. Эта особенность молибдена делает
его особенно ценным легирующим элементом в сварочной проволоке,
так как и при электросварке он выгорает лишь незначительно. Молиб-
ден в соответствии с его особыми свойствами позволяет достигать вы-
сокой прочности сварного шва, особенно в деталях; подвергающихся на-
греву при эксплуатации.
Аналогично кислородным соединениям молибдена ведут себя в ме-
таллургическом отношении и его сернистые соединения. Если ввести
в жидкую сталь сульфид
Рис. 641. Сильно разветвленная окалина в стали, вызванная
присутствием молибдена. X 75 [по Н. Schrader. Techn. Mitt.
Krupp, 2, 1934, S. 136—142]
молибдена (молибдено-
вый блеск), то и в этом
случае молибден восста-
навливается железом, при
этом одновременно про-
исходит сильное обогаще-
ние стали серой. Этот ме-
тод применяют, напри-
мер, при производстве
нержавеющей хромомо-
либденовой стали с 13—
15% Сг и высоким со-
держанием серы, идущей
для изготовления болтов
и т. д. (см. «Сера»)
Сульфид молибдена,
как и сульфид никеля,
благодаря низкой темпе-
ратуре плавления эвтек-
тики выделяется в виде
вредных сетчатых образо-
ваний по границам зерен
(см. рис. 942, б). При производстве крупных поковок обогащение серой
середины поковки может уменьшить прочность металла из-за наличия
пленки сульфидов на границах зерен. При высоком содержании мо-
либдена в жаропрочных сплавах и серы в топочных газах такое взаимо-
действие молибдена с серой может сказаться отрицательно.
Молибден, подобно никелю, имеет тенденцию концентрироваться
под слоем окалины. Поэтому он способствует образованию разветвлен-
ной окалины, что ведет к появлению широкой переходной области меж-
ду основным металлом и слоем окалины (рис. 641). Это может вызвать
возникновение трещин при горячей механической обработке, особенно
опасное при наличии серы в печных газах. При больших напряжениях,
как например при прокатке труб, при прошивке манесмановским про-
цессом и т. д., эта чувствительность молибденовой стали к трещинам
проявляется особенно резко. Скопление молибдена под слоем окалины
служит причиной испарения его при ковке и прокатке сталей с высоким
его содержанием.
285) Это позволяет успешно использовать молибден из легированных отходов при выплавке
низколегированной стали.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО — ВАНАДИЙ
«27
Так как молибден понижает скорость превращения в перлитной
области, то именно в хромистой и хромоникелевой стали, содержащей
молибден, можно наблюдать появление трещин от напряжений. Далее
молибден повышает сопротивление стали горячей деформации (вследст-
вие повышения под его влиянием жаропрочности).
Относительно влияния молибдена на производство и обработку
быстрорежущей стали см. стр. 871.
Ж. Ванадиевые стали
1. Общая часть
а. Система железо — ванадий
Ванадий, ниобий и тантал принадлежат к одной группе периоди-
ческой системы; между ними имеется большое сходство. На рис. 642
приведена диаграмма состояния железо — ванадий. По сравнению с хро-
мом, вольфрамом и мо-
либденом ванадий еще
резче ограничивает у-
область 286). Железо-
ванадиевые сплавы
также можно подраз-
делить на сплавы, ис-
пытывающие превра-
щения, и сплавы без
фазовых превращений.
Так как ферритные же-
лезованадиевые спла-
вы до сих пор не полу-
чили сколько-нибудь
значительного приме-
нения, то рассматри-
вать их нет необходи-
мости.
Интерметал л и ч е-
Содермоние ванадия, % (пл массе)
Рис 642 Диаграмма состояния сплавов железо — ванадий [по
1. Strauss. Metals Handbook, Amer. Soc. Cleveland, 1948,
p. 1219]
ское соединение в спла-
вах железо — ванадий является о-фазой (см. о-фазу в сплавах железо —
хром, стр. 513, т. I); на диаграмме состояния она обозначена как е-фаза.
Ее состав определяется формулой FeV, причем соединение может раство-
рять избыточное количество железа или ванадия. Область е-фазы на
диаграмме двойной системы ограничивается широкой двухфазной об-
ластью а + е. При 600° С граница гетерогенной области на стороне, бо-
гатой железом, отвечает примерно 16—17% V. При введении других
элементов область е-фазы может как расширяться, так и суживаться.
Введение в другие сплавы даже малых количеств ванадия оказывает
По более новым данным [51], ванадий, как и хром, молибден и алюминий, вначале пони-
жает точку Аз, и только начиная с определенной концентрации, повышает ее.
828
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
сильное влияние на процессы упорядочения (см., например, сис-
тему Fe — Со — V, стр. 942). Интересно изменение точки Кюри железа.
При увеличении содержания ванадия она повышается, достигает макси-
мального значения (839° С) при 13% V и затем снижается (см. рис. 642).
Влияние ванадия как легирующего элемента в сплавах железа ха-
рактеризуется тремя особенностями: 1) замыкание у-области, 2) обра-
зование е-фазы и 3) изменение точки Кюри. Эти особенности проявля-
ются качественно так же, как в системе железо — хром. Поэтому следу-
ет ожидать, что влияние ванадия в качестве легирующего элемента во
многих отношениях аналогично влиянию хрома.
б. Железованадиевые сплавы, содержащие углерод
В сплавах железо — ванадий — углерод тройные карбиды, характер-
ные, например, для сплавов железо — хром — углерод, не образуются.
Кроме цементита, образуется лишь стабильный карбид ванадия VC или
V4C3, имеющий кубическую решетку типа натрий — хлор. Период решет-
ки был определен в 0,43 нм (4,30 А) и 0,4152 нм (4,152 А). Исследования
Крайнера1 показывают, что состав и период решетки карбида вана-
дия зависят от соотношения ванадия и углерода в стали. Даже в рав-
новесном состоянии часть мест, отведенных в решетке атомам углерода,
может оставаться свободной, так что приведенные формулы определяют
крайние границы существования карбида (у VC — идеально заполнен-
ная решетка, у V4C3 — наибольшее число вакантных мест) 287>. Указыва-
лось на существование карбида V2C с гексагональной плотной упаков-
кой, что, однако, не подтверждается * 2.
Изотермические разрезы тройной диаграммы при температурах:
комнатной, 750, 900 и 1100° С даны на рис. 643. Они показывают, что
уже при очень низком содержании ванадия образуется карбид V4C3.
Только в очень узкой области концентраций на стороне железо — угле-
род при низком содержании ванадия присутствует один лишь цементит
(рис. 643, а). Точное содержание ванадия, до которого эта область про-
стирается, еще не установлено. Известно, однако, что уже при 0,1 % V
при термической обработке 'происходят процессы выделения, которые
могут быть связаны только с карбидом ванадия. С увеличением содер-
жания ванадия увеличивается количество карбида ванадия, который
затем остается единственной стабильной фазой (рис. 643, а). Карбидо-
образующее действие ванадия больше, чем хрома и вольфрама. Это
обстоятельство в свое время вызвало представление о том, что даже
при самых высоких температурах карбид ванадия не растворяется и не
участвует в процессе закалки. Однако исследования Маурера3 пока-
зали, что карбид ванадия участвует в процессе закалки. Это положение
было впоследствии подтверждено; оно определяет некоторые характер-
ные свойства ванадиевой стали4.
Так как карбиды РезС и VC не обладают взаимной растворимостью,
то в ванадиевой стали сложные карбиды не образуются. Это позволяет
’ Н Kraitier. Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, S. 39—41.
287) По признаку отношения атомных радиусов К с 0,59 карбид ванадия VC относят к
фазам внедрения с областью гомогенности в сторону дефицита углерода [5]. ,
2 Обзор относительно карбидов системы Fe — V — С см. Н. J Goldschmidt, J. Iron Szeel
Inst , 160, 1948, p. 345—362.
3 E Maurer. Stahi u. Eisen, 45, 1925, S. 1629—1632.
4 E Houdremont, H Bennek u. H. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933, S. 24—34.
ЖЕЛЕЗОВАНАДИЕВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
829
хорошо изучить поведение сталей, легированных элементами, образующи-
ми только специальные, но не двойные карбиды.
Уже при небольшом содержании ванадия и небольшой скорости
охлаждения превращение в перлитной области оказывается подавлен-
Содертание углерода, 7,
Рис. 643. Изотермические разрезы диаграммы состояния Fe — С —V при 20; 750;
900 н 1100° С [по Wever, A. Rose u. Eggers. Mitt. K.-Wilh.-Inst., EisenforschgZ
18, 1936, S. 239—246; M. Oya. Sci. Rep. Tohoku Univ., 19, 1930, p. 449—472; J. G.
Zimmermann, R. H. Atom a. E. C. Bain. Trans. Amer. Soc. Met., 25, 1937, p. 755—
787: E. Houdremont, H. Bennek и. H. Schrader. Arch. Eisenhiittenw , 6, 1932—1933,
S. 24—34; H. J. Wiester. Неопубликованные исследования: H. Houoardy
Arch. Eisenhiittenw., 4, 1930—1931, S. 497—503]
ным, если при нагреве все карбиды ванадия были растворены. В то же
время начало превращения в промежуточной области под влиянием
ванадия почти не смещается. Это видно также из рис. 644 для стали
с 0,4% С и 2,0% V, в которой в равновесном состоянии все количество
углерода связано в карбиде ванадия. Перлитная и промежуточная обла-
830
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
сти превращения разделены при ~ 500е С областью значительной устой-
чивости аустенита. При введении ванадия точка мартенситного превра-
щения практически не изменяется. Вследствие этого, а также и в связи
со снижением критической скорости охлаждения в перлитной области
становится понятным, почему на диаграммах изотермического превра-
щения ванадиевых сталей особенно отчетливо выявляется промежуточ-
ная область.
Исследования карбидов, выделенных из стали приведенного на
рис. 644 состава (0,4% С и 2% V), показали, что во всей области пер-
литного превращения сразу образуется кубический карбид ванадия; он
не изменяет своего состава при более длительных выдержках. В этой
стали отчетливо проявляется сильная карбидообразующая способность
Рис. 644. Диаграмма изотермического превращения стали с 0,33% С,
0,24% Si; 0,17% Мп и 2,29% V [по A. Rose u. W. Peter. Stahl и. Ei-
sen, 72, 1952, S. 1063-1075]
ванадия, что хорошо обнаруживается при сравнении, например, со
сталью, содержащей 0,4% углерода и 3,5% хрома. Ванадий
вследствие его влияния на процесс карбидообразования способствует
очень тонкому распределению карбидов в перлите, которое получается
даже при небольшой скорости охлаждения или при сравнительно высо-
кой температуре изотермического превращения. В сложнолегированных
сталях карбид ванадия также выделяется в очень мелкодисперсном ви-
де при охлаждении даже из области высоких температур. При выделе-
нии карбидного осадка из образца, в котором прошло изотермическое
превращение при 550° С, получался коллоидный раствор, который не
удавалось разделить даже центрифугированием. Однако рентгено-
структурным анализом и в этом случае был обнаружен кубический кар-
бид ванадия. Величина частиц составляла около 100 А. Тонкое распре-
деление карбидов в образующемся таким путем перлите приводит
к очень высокой твердости. Так, у образца после превращения при 550° С
твердость составила ~600 HV (см. рис. 654).
При превращении рассматриваемой стали в промежуточной обла-
сти ниже 550° С был получен только цементит. Анализ карбидного
ЖЕЛЕЗОВАНАДИЕВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
831
осадка показал, что этот цементит очень мало или совсем не растворяет
ванадия и не изменяет своего состава, даже если выдержка при темпе-
ратуре превращения составила 100 ч. Наряду с этим при превращении
в промежуточной области было установлено значительное увеличение
содержания углерода в остаточном аустените; оно возрастало с увели-
чением выдержки и температуры превращения 288), и в стали с 2% V при
300° С достигало 2% *•
В сталях, которые становятся при температурах выше 1250° С пол-
ностью или частично ферритными, например с 0,2% С и 2,3% V, при
охлаждении из области 6-феррита образуется 6-эвтектоид (как и в же-
лезохромистых и железомолибденовых сталях). Это превращение проте-
Рис. 645. Твердость нормализованной и отожженной ва-
надиевой стали [но Е. Houdremont. Н. Bennek и.
Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 6, i932/33, S. 23—43]
кает по квазиэвтектоидному механизму; выделение карбидов способст-
вует при этом ориентированному образованию аустенита, приобретающе-
го в результате пластинчатую перлитообразную структуру2.
Промышленное значение ванадия как легирующего элемента связа-
но прежде всего с его влиянием на закаливаемость и устойчивость стали
против отпуска.
В нормализованном и отожженном состояниях твердость ванадие-
вых сталей даже ниже, чем углеродистых, особенно в нормализованном
состоянии, так как карбид ванадия имеет зернистую, а карбид железа —
пластинчатую форму (рис. 645). Уменьшение закаливаемости при охлаж-
дении с нормальных температур (на 30—40° С выше критической точки)
проявляется в снижении как поверхностной твердости, так и глубины
закаленного слоя. Первое зависит от соотношения между содержания-
ми ванадия и углерода. Чем выше содержание ванадия по сравнению
с содержанием углерода, тем больше количество нерастворившихся
карбидов и, следовательно, тем меньше доля углерода, переходящего
в твердый раствор и повышающего твердость. На рис. 646 показано,
что сталь с 1 % С и 1 % V даже при нормальной температуре закалки
приобретает максимальную твердость. При увеличении содержания ва-
надия уменьшение закаливаемости вызывается не только связыванием
углерода в карбиде ванадия, но и зародышевым действием мелкодис-
Влияние ванадия на обогащение аустенита углеродом при промежуточном превращении
связано, по-вндимому, с тем, что он представляет собой феррнтообразующнй элемент (5].
1 A. Rose u. W. Peter. Stahl u. Eisen, 72, 1952, S. 1063—i075.
2 K. Kuo. J. Iron Steei Inst, 181, 1955, p. 2i8—277.
832
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Содержание ванадия'/.
Рис. 646. Изменение твердости закаленной
углеродистой стали в результате легиро-
вания ванадием [по Е. Houdremont,
Н. Bennek и. И. Schrader. Arch. Eisenhiit-
tenw., 6, 1932—1933, S. 24—341
персных карбидов Наиболее высокую
твердость в стали с 1 % С и 6% V мож-
но получить лишь после закалки с
1300° С. Одновременно это доказывает,
что карбид ванадия растворяется в ау-
стените при достаточно высоких темпе-
ратурах.
Сталь с 0,15% С и 1 % V (рис. 646)
после закалки 1000—1100°С приобре-
тает даже более высокую твердость,
чем углеродистая сталь, так как по-
следняя вследствие низкого содержа-
ния углерода не получает полной за-
калки. В стали с более высоким со-
держанием ванадия твердость после
закалки, наоборот, снижается из-за
увеличения количества 6-феррита
Увеличение растворимости карби-
дов ванадия при высоких температу-
рах показано на рис. 647; мы видим,
что с повышением температуры закал-
ки количество избыточных карбидов
уменьшается.
На рис. 648 показана зависимость
между температурой закалки, приво-
дящей к получению высокой твердо-
сти, и содержанием ванадия. Оттуда
же видно, что стали, легированные ва-
надием, мало чувствительны к пере-
греву. Добавка 0,3% V сдвигает границу перегрева до 900°С, а 0,15%
V-—до 880° С, таким образом, для получения мелкого зерна допустима
закалка с 860—870°С.
Поскольку карбид ванадия растворяется лишь при высоких темпе-
ратурах, введение ванадия в сталь вызывает уменьшение прокаливае-
мое™, если закалка производится с нормальных температур. Увеличе-
Рнс. 647. Влияние температуры закалки и а количество нер а створившихся карбидов ванадия в ста-
ли с 1% С и 6% V. > 300 [no Е. Houdremont, Н Bennek u. Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw.»
6, 1932—1933, S. 24—34]:
a — закалка с 900° С; б — закалка с 1100° С; в — закалка с 1300° С
ЖЕЛЕЗОВАНАДИЕВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
833
ние прокаливаемости может быть достигнуто только в результате повы-
шения температуры закалки (рис. 649), как и в вольфрамовой стали.
Используя зародышевое действие нерастворившихся карбидов ванадия
на перлитное превращение, можно получить низкую твердость без про-
межуточного отжига в охлаждаемых после ковки, прокатки или цемен-
тации высоколегированных сталях при медленном прохождении перлит-
ной области *. Окончательную закалку надо производить в этом слу-
чае с несколько более высокой температупы.
Ванадий изменяет устойчивость против отпуска. Ванадиевые стали,
закаленные с низких температур, не отличаются по поведению при от-
пуске от углеродистых. Сталь, закаленная с температур 1000° С и вы-
Рис. 648. Твердость закаленной
ванадиевой стали с 1% С [по
Е. Houdremont, Н. В пп k и.
Н. Schrader, 6, 1932—1933. S. 24—
34]
Рнс- 649. Изменение твердости образ
цов торцовой закалки [по Atlas of
Isothermal Transformation Diagrams.
United States Steel, Pittsburg, 1951]:
I — углеродистая сталь с 0.89% С и
0,29% Мп, закаленная с 88а° С: II —
ванадиевая сталь с 0,87% С: 0,30% Мп
и 0,27% V, закаленная с 815° С; III —
эта же сталь, закаленная с 1050° С
ше, обнаруживает отклонение на кривой отпуска, характеризующееся
возрастанием твердости; это отклонение тем больше, чем выше содержа-
ние ванадия и температура закалки (рис. 650). Такой эффект вызывает-
ся влиянием специальных карбидов. Это доказывается тем, что вана-
диевые сплавы без углерода подобного эффекта не обнаруживают, меж-
ду тем достаточно 0,05% С, чтобы получить аналогичные приведенным
результаты 2Й9). Повышение устойчивости против отпуска обнаруживает-
ся даже при небольших количествах ванадия (0,1% V) после закалки
с повышенных температур (900—1000° С). Увеличение продолжительно-
сти выдержки при температуре закалки дает такие же результаты, что
и нормальная выдержка. В высоколегированных сталях, например
быстрорежущих, наблюдается значительное влияние продолжительности
выдержки на устойчивость против отпуска (см. стр. 854).
Высокая устойчивость ванадиевых сталей против отпуска связана
с выделением карбида ванадия, а не распадом остаточного аустенита.
На рис. 651 показано, что магнитное насыщение остается неизменным
1 См. также S Ammereller u. Р Opel. Stahl и. Eisen, 75, 1955, S. 65—69.
289> Это доказывает также, что превращение остаточного аустенита, в отличие от того, как
это считали на протяжении многих лет, не является основной причиной вторичной твердости.
В настоящее время это положение бесспорно
53 Э. Гудремои, т. II
834
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
после отпуска выше 300° С. Уже после закалки с 1000° С количество
остаточного аустенита в ванадиевой стали, особенно с 1 % С, меньше,
Рис. 650. Твердость ванадиевой стали с 1°/о С в зависимости от температуры отпуска
[no Е. Houdremont. Н. Bennek u. Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—34, S. 24—341
чем в такой же стали, но без ванадия. Повышение магнитного насыще-
ния, вызываемое превращением остаточного аустенита, происходит, как
Рнс 651. Магнитное насыщение ванадиевой стали
после закалки и отпуска (3 ч) с охлаждением в пе-
чи) [no Е. Houdremont. Н. Bennek u. Н. Schra-
der. Arch. Eisenhiittenw.. 6, 1932—1933, S. 24—34]
и в углеродистой стали при от-
пуске до 200—300° С. Распад
аустенита вызывает, правда,
повышение твердости, но это
не может объяснить появление
устойчивости против отпуска
при длительном или много-
кратном нагреве, наблюдаемой
в сталях, содержащих специ-
альные карбиды.
На рис. 652 видно, что при
низких температурах отпуска
выделяется только часть угле-
рода из мартенсита, вначале в
виде карбида железа (при тем-
пературах ниже 300° С обра-
зуется гексагональный е-кар-
бид)1, который при повыше-
нии температуры коагулирует.
Остальная часть углерода со-
храняется в растворе. Как
только при отпуске достигают-
ся температуры, при которых становится возможным выделение карбида
ванадия, т. е. 500—550° С, остающийся углерод выделяется в виде мел-
1 U7. Grafts a. J. L. Lamont. Amer. Inst. Min. Met. Engrs. Techn. Ptibl, 2439; Metals Techn.
15, 1948. № 6; J. Metals, 2, i960, p. 561—574.
ЖЕЛЕЗОВАНАДИЕВЫЕ СПЛАВЫ. СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
835
кодисперсных специальных карбидов. Затем выделяющиеся карбиды
железа кристаллизуются на специальных карбидах. Образование очень
мелкодисперсного специального
сти. При еще большем повы-
шении температуры отпуска
коагулируют и специальные
карбиды, вследствие чего твер-
дость в конечном итоге снижа-
ется до уровня, соответствую-
щего отожженной стали. Выде-
ление мелкодисперсных спе-
циальных карбидов отчетливо
наблюдается также по микро-
структуре. Так, после отпуска
при 500° С выделяющиеся кар-
биды железа различимы в мик-
роскопе (рис. 653, а, б). При
550° С происходит выделение
карбидов ванадия; они так дис-
персны, что наблюдается лишь
повышенная травимость и об-
щее потемнение игл. Это на-
поминает структуру закаленно-
го и нпзкоотпушенного метал-
ла (рис. 653, в). После отпуска
при температуре 750° С обра-
карбида и вызывает повышение твердо-
Рис. 652. Влияние отпуска (продолжительностью
2 ч) на твердость и состав карбидов стали с
0,3% С и 2.1% V, закаленной с 1250° С в воде [по
Е. Houdremont, W. Koch u Н. J. Wiesfer. Staht
u. Eisen, 69, i949, S. 80—861
Рис. 6аЗ. Микроструктура стали с 0,3% С и 2,1% V, закаленной с 1250° С в воде, в зависимости
от температуры отпуска. Х500 [по Е. Houdremont, W, Koch и. Я. I. Wiester. Stahl u. Eisen, 69,
1949, S. 80-86]:
a — закалка; 6 — отпуск при 500° С. 2 ч, охлаждение на воздухе; в — отпуск при 550° С, 2
охлаждение на воздухе; г — отпуск 750° С, 2 ч, охлаждение на воздухе
53*
836
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
зуется такая же структура, как и в высокоотпущенной улучшенной ста-
ли (рис. 653, г).
Дисперсионное твердение обнаруживается также по изотермическим
кривым отпуска. Чем выше температуры отпуска, тем скорее достигает-
ся наибольшая твердость.
Отпуск при 500—600° С стали, подвергнутой изотермической закалке
на верхней и нижней ступени промежуточного превращения, также вы-
зывает сильное возрастание твердости, вызываемое образованием мел-
- Перлит
мин при 1260°*
30 мин при 550
' 107с- ныйраствор
NaCl
___L Мартенсит
при 4ОО‘-1О7.-ный
асгпбор Ma С1 ] ।
(20мин при 1260°- ЮТЗЗщЬ
раствор Л/аС1) <'
Прометуточная область
(20мин при1260°' 30мин __
600
550
500
450
400
350
300
о 100 200 300 400 500 600 700
Температура отпуска, *С
Рис. 654. Изменение твердости при отпус-
ке ванадиевой стали с 0,37% С и 2,2% V,
получившей превращение аустенита в раз-
личных областях; окончательное охлажде-
ние в 10%-иом водном растворе NaCl [по
Е. Wever, A. Rose u. W. Peter. Arch. Ei-
senhiittenw.. 21, 1950, S. 367—380]
кодисперсных карбидов ванадия за
счет превращения карбида железа,
выделившегося при выдержке в про-
межуточной области. Несмотря на
более низкую исходную твердость
сталь, подвергнутая изотермической
закалке, достигает после отпуска та-
кого же максимума твердости, как
и сталь с мартенситной структурой
(рис. 654). В стали, прошедшей изо-
термическое превращение при 550°С,
т. е. в нижней зоне перлитной обла-
сти, это состояние достигается уже
в процессе самого превращения, так
что (рис. 654) твердость с самого
начала достигает значений, получае-
мых только после отпуска в стали,
претерпевшей превращение в мар-
тенситной или промежуточной об-
ласти. Твердость значительно сни-
жается лишь после более высокого
отпуска вследствие коагуляции карбидов ванадия. Достигаемая устой-
чивость против отпуска, таким образом, одинакова во всех случаях, не-
зависимо от механизма у-> а-прсвращения.
2. Ванадий в инструментальных сталях
Целью введения ванадия в углеродистую инструментальную сталь
является получение меньшей прокаливаемое™ и меньшей чувствитель-
ности к перегреву. Раньше для инструментов с очень тонкой режущей
гранью применяли специальную тигельную сталь с низким содержанием
кремния и марганца (сталь Гунстмана), изготовление которой представ-
ляет значительную сложность.
В настоящее время необходимый эффект достигается более просто:
изготовлением стали с 0,1% V при обычных температурах закалки
(760—800° С).
Толщину закаленного слоя ванадиевой стали можно изменять, ре-
гулируя температуру закалки, не вызывая образования крупного зерна
даже при закалке стали эвтектоидного состава с 900° С (см. рис. 648).
Легирование ванадием является таким образом средством, позволяю-
щим защитить любую сталь от перегрева при термической обработке.
Естественно, что ванадий применяют с этой целью прежде всего в ста-
лях, особенно чувствительных к перегреву, например часто вводят
0,1% V в закаливающуюся в масле малодеформирующуюся сталь
с 1 % С и 2% Мп. С этой целью ванадий присаживают также в ряд из-
ВАНАДИЙ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЯХ
837
Рис. 655. Влияние ванадия на произ-
водительность резания углеродистой
стали [по Е. Houdremont, Н. Ben-
nek ц. Н. Schrader. Archiv Eisenhiit-
tenw.» 6, 1932—1933, S. 24—34]
вестных штамповых сталей, служащих для деформирования в холодном
состоянии; некоторые примеры с указанием назначения сталей приве-
дены в табл. 164.
Небольшие добавки ванадия необходимы также в стали для дета-
лей, которые иногда подвергаются закалке на месте эксплуатации с на-
гревом в кузнечном горне без точного соблюдения температур нагрева,
например полые буры в рудниках; такая сталь должна быть нечувстви-
тельной к перегреву.
Благодаря тому что ванадий повышает устойчивость против отпу-
ска, легирование им заслуживает особого внимания при разработке ста-
лей для инструментов, работающих при
повышенных температурах. Влияние ва-
надия на устойчивость против отпуска
показано на рис. 650. Напомним, что его
влияние эффективно только в том случае,
если закалка производится с повышенной
температуры. Вследствие этого влияния
ванадия его содержание в наиболее про-
изводительных штамповых сталях для
горячего деформирования доводится до
1%, тогда как обычно содержание вана-
дия находится в пределах 0,15—0,3%. Ти-
пичные составы таких штамповых сталей
для горячей обработки приведены в
табл. 164. В результате умелого исполь-
зования свойств ванадия оказалось воз-
можным вместо прежних штамповых ста-
лей, содержавших 9% W и 3% Сг, разра-
ботать стали со значительно меньшим со-
держанием вольфрама; некоторые из них
легированы молибденом. В Америке осо-
бенно широко применяется группа молиб-
деновых сталей, содержащих 2,7—8,5%
Мо и 0,5—1,75% V. Выше уже указы-
валось на введение 0,2—0,3% V в хромоникелемолибденовую штампо-
вую сталь 290).
Повышение устойчивости против отпуска и далеко идущая аналогия
с быстрорежущей сталью* 1 приводит к тому, что ванадий оказывает су-
щественное влияние на производительность резания (рис. 655). При
этом еще неясно, было ли выбрано в этих опытах оптимальное соотно-
шение между содержанием углерода и ванадия. Во всяком случае, не-
сомненно, что подобная ванадиевая сталь пригодна для изготовления
режущего инструмента, особенно если в нее дополнительно ввести такие
элементы, как молибден, хром или кобальт.
Результаты этих испытаний углеродистованадиевой стали на произ-
водительность резания вполне характеризуют влияние ванадия и на бы-
строрежущую сталь.
2<5°) В США для специальных цеЛуСй применяют особо износостойкие штамповые высокохромн-
стые стали, содержащие 4—4,5% V. Это, например, сталь D7 о 2,35% С; 12% Сг; 1% Мо н 4% V
(близкая к ней сталь приводится и в табл. 164) и А7 с 2,25% С; 5,25% Сг; 1«/о Мо и 4,5% V [52]. Ес
высокая износостойкость обусловлена большим количеством ванадиевых карбидов (как и в высо-
кованадиевых быстрорежущих сталях).
1 Очевидно, имеется в виду склонность к дисперсионному твердению. Прим, ре д.
838
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Таблица 164. Состав и области применения некоторых ванадиевых
Обозначение по DIN 17006 Химический состав, %
с Si Мп Сг Мо V W
Стали для
100 V 1 1,00 0,2 0,2 — — 0,1 —
95 V 4 0,95 0,3 0,4 — 0,4 —-
90 MnV 8 0,90 0,2 2,0 — — 0,1 —
31 CrV 3 0,31 0,3 0,5 0,5 — 0,1 —
80 CrV 2 0,80 0,3 0,4 0,5 — 0,2 —
115 CrV 3 1,15 0,2 0,3 0,7 — 0,1 —
140 CrV 1 1,40 0,3 0,3 0,3 -— 0,1 —
0,50 0,2 0,9 1,1 — 0,1 —
0,90 0,3 0,3 — Ni 0,7 0,2 —
0,8—1,0 0,3 0,3 1,2—1,6 — 0,1 —
1,50 0,2 0,3 0,5 . 1,4 —
X 165 CrV 12 1,65 0,3 0,3 12,0 — 0,1 —
2,00 0,3 0,3 12,0 — 2,0 —
2,20 0,3 0,3 12,0 — 4,0 —
80 WV 2 0,80 0,2 0,2 — — 0,2 0,5
100 WV 4 1,00 0,2 0,2 — — 0,2 1,0
120 WV 4 1,20 0,2 0,3 0,2 — 0,1 1,0
142 WV 13 1,42 0,2 0,3 0,3 — 0,3 3,0
1,40 0,2 0,3 — — 1,5 1,0
80 CrV 3 0,80 0,2 0,4 0,5 — 0,3 0,7
80 WCrV 8 0,80 0,5 0,4 1,1 — 0,3 2,0
110 WCrV 5 1,10 0,2 0,3 1,2 — 0,2 1,3
135 WCrV 4 1,35 0,2 0,3 0,4 — 0,3 1,0
Стали для
X 30 WCrV 41 0,30 1,0 0,4 1,0 — 0,2 4,0
X 30 WCrV 53 0,30 0,2 0,3 2,5 — 0,6 4,5
X 30 WCrV 93 0,30 0,2 0,3 2,5 — 0,4 9,0
X 30WCrCoV93 0,30 0,2 0,3 2,5 Со 2,0 0,3 9,0
0,30 0,4 0,7 2,5 — 0,4 —
0,30 0,2 0,4 2,5 0,8 0,6
0,30 0,2 0,4 — 3,0 0,4 3,0
0,30 0,3 0,4 3,0 2,7 0,5 —
28 NiCrV 5 0,28 0,4 0,3 0,7 Ni 1,2 0,2 —
350 WCrV 7
45 WCrV 7
0,35 1,0 0,3 1,0 .— 0,2 2,0
0,45* 1,0 0,3 1,0 — 0,2 2,0
45 WCrV 77 0,45 1,0 0,3 1,7 — 0,2 2,0
X 36 WNiCrV 54 0,36 0,3 0,5 1,0 Ni 3,5 0,2 5,0
* В подлиннике, по-видимому, опечатка ; указано 0 ,35. Прим. перев.
ВАНАДИЙ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЯХ
839
инструментальных сталей (см. также табл. 139 и 150)
Режим термической обработки Назначение
закалка J । отпуск
холодных работ 780—820° С, вода 800—830° С, вода 760 -790° С, масло 850° С, масло 800—820° С, вода 800° С, вода, 840° С, масло 780—810° С, вода 820—850° С, масло 770—750° С, вода 830—850° С, вода или масло 780—820° С, вода 950-980° С, масло 950—980° С, масло 950—1000° С, масло 780—810° С, вода 780—810° С, вода 780—810° С, вода 780 -810° С, вода 780—820° С, вода 780—820° С, вода 780—820° С, вода 800—840° С, масло 800—840° С, масло горячих работ 1000—1050° С, масло 1050—1100° С, масло или свинцовая ванна И100—1150° С, масло J или свинцовая ванна 860—900° С, масло 1050-1100° С, масло 1100—1150°С, масло 1000—1050° С, масло 880—920° С, масло 890—920° С, вода 860—920° С, масло 860—920° С, масло 1050—1100° С, масло | или свинцовая ванна 100—200° С 150—300° С 100 -200° С 100—200° С 100—200° С 100—200° С Кипячение 100—500° С 150-300° С 100—200° С Кипячение 100—350° С 100—450° С1 100 -350° С/ 100—200° С) 100—200° С/ 100—200° С 100—120° С Кипячение 100-200° С) 100—200° CJ 100—200° Cl 100—200° С) 450—650° С' 550—680° С 550—700° С 600—650° С 600—680° С1 620—670° С/ 550—680° С 600—650° С 550—650° С1 550—650° Cl 550—650° С 550—680° С Инструменты для ударных работ с той же об- ластью применения, как и углеродистые стали 1—6 (см. табл. 44) Инструменты для ударных работ Плашки, сверла, формы для прессования пласт- масс, ножи Пуансоны, гаечные ключи Поршни пневматических механизмов, шарики, пилы для обработки дерева, машинные ножи Спиральные сверла, ножовки по металлу Волочильные доски, бритвенные ножи Штемпели, зубила Инструменты для ударных работ, чеканочные штампы Валки холодной прокатки, шарико- и ролико- подшипники, штампы, детали форм для прессо- вания Рифельная сталь Штампы, пресс-формы для литья под давлени- ем, обрезные штампы, штемпели Обрезные штампы высокой износоустойчивости Машинные ножи Спиральные сверла, пилы и другие режущие инструменты Инструменты для граверных работ, волочиль- ные доски Волочильные кольца волочильные штампы Машинные ножи для резки бумаги, дерева, ко- жи, резины, пластмассы Машинные ножи для резки бумаги, дерева, ко- жи, резины, пластмасс Формы для литья под давлением, штампы, пу- ансоны, матрицы, ножи для ножниц Формы для литья под давлением цветных ме- таллов Штампы различного типа Ножи для ножниц, матрицы Пробойники, прокатные валки; при повышенном содержании углерода ножи для ножниц горячей и холодной резки, матрицы для пластмасс Штампы для обрезки заусенцев, матрицы для прессования и различные инструменты для дефор- мирования в горячем состоянии Пуансоны для прессования металлических труб Тяжело нагруженные пуансоны для прессования металлических труб
840
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
3. Быстрорежущие стали
Устойчивость против отпуска для быстрорежущих сталей имеет бук-
вально решающее значение. От нелегированных или низколегированных
инструментальных сталей быстрорежущие стали отличаются тем пре-
имуществом, что сохраняют высокую твердость и сопротивление износу
после отпуска при 550—600° С. Они сохраняют по тем же причинам 2У1>
высокую твердость во время нагрева до таких температур (красностой-
кость). Так как при резании происходит разогрев режущей кромки ин-
струмента, высокая устойчивость против отпуска и красностойкость обе-
спечивают возможность использования сталей, содержащих специаль-
ные карбиды, для обработки резанием с повышенной скоростью. По этой
причине такие стали и называются быстрорежущими. Любая быстро-
режущая сталь должна, таким образом, в первую очередь иметь устой-
чивую против отпуска и твердую металлическую основу и равномерно
распределенные в металлической основе избыточные твердые карбиды
для повышения ее сопротивления изнашиванию.
а. Классификация быстрорежущих сталей
В течение почти трех десятилетий применялись только стали, содер-
жавшие 14—18% W, а в исключительных случаях — до 22% W. За по-
следние же годы, особенно в итоге исследования благоприятного влияния
ванадия, была разработана новая группа сплавов со значительно более
низким содержанием вольфрама или молибдена.
Существующие быстрорежущие стали разделяются на три группы;
в каждой из них в свою очередь различаются еще две подгруппы: а) ста-
рые, так называемые «классические» стали, содержащие более 14% W,
и б) новые сплавы, содержащие меньшее количество вольфрама. Способ
оценки режущих свойств разных типов быстрорежущих сталей указан
в табл. 165. Хотя эти испытания не могут в полной мере характеризо-
вать режущие свойства при фрезеровании, сверлении и т. д. и при обра-
ботке других материалов, однако они достаточны для оценки быстроре-
жущих сталей *. Стали, применяемые в настоящее время в ФРГ, ука-
заны в табл. 166. В Америке применяют, кроме того, некоторые
быстрорежущие стали, дополнительно легированные кобальтом, и с бо-
лее высоким содержанием молибдена; их состав приведен в табл. 199
(стр. 948).
а. Стали высокой производительности
Причиной очень высокой производительности этих быстрорежущих
сталей (табл. 165) является, с одной стороны, совместное действие силь-
нокарбидообразующих элементов: ванадия, молибдена, вольфрама,
2S1 ) Изменение твердости при нагреве складывается из двух составляющих: необратимого из-
менения и обратимого. Сравнительно малое обратимое понижение твердости у быстрорежущей
стали имеет другие причины, чем иеобратимое (связано с жаропрочностью, тогда как необрати-
мое— с дисперсионным твердением и устойчивостью против отпуска).
1 Соотношение в производительности резания отдельных сталей может немного изменяться
при обработке материалов другой прочиости. Так, например, производительность резаиия низколе-
гированной стали с 2—3% Мо снижается в большей степени, чем производительность других ста-
лей при обработке материалов прочностью более 1,2 Гн/м2 (120 кГ!мм2) (имеется в виду сталь,
указанная последней во второй группе в табл. 165). Для обработки материалов очень высокой проч-
ности особое значение, по всей вероятности, имеет кличество специальных карбидов в режущем
сплаве. Относительно различных испытаний для определения производительности резанием и обра-
батываемости см.К. Krekeler. Die Zerspanbarkeit der metallischen Werkstoffe. Berlin — Gottingen —
Heidelberg, Springer, 1951.
Таблица 165. Состав, термическая обработка и производительность резания быстрорежущих сталей
Группа стали Химический состав, % Режим термической обра- ботки, температура, °C Средняя стойкость1 в ми- нутах при скорости резаиия м мин
С Сг W Мо V Со закалка отпуск 10 12 14 16
Высокой ности: Средней ности: Низкой ности: производитель- а б произвоаитель- а б пронзводитель- а б 0,85-1,0 0,85-1,0 0,85-1,0 0,85-1,0 0,85 0,85 1,2 1,4 1,2 1,3 0,85 0,85 0,85 0,85 0,85 0,85 0,80 0,95 0,85 0,85 0,85 0,75 0,70 0,70 0,75 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,5 4,0 3,5 4,0 4,5 18 18 18 18 14 14 10-14 10—14 12 12 22 18 14 7-12 7—12 7—10 5-6 2,5 2 18 14 16 8—10 0,5—1,5 0,5—1,5 0,5-1,5 0,5-1,5 2 2 0,8 (0,5) (ОД») (0,7) (0,5) 4 2,5 8 8 3,2 (0,6) 0,5 1,5 1,5 1,5 1,5 2,5 2,5 3 5 3 5 1,5 1 2,5 2,5 2 1,6 ' 2,5 2,5 1,2 2,5 2,5 0,3-0,5 0,15 1,0 3 5 10 17 10 15 5 5 1250—1280 1250-1280 1280-1320 1300-1320 1280-1320 1300—1320 1250- 1280 1250-1280 1250—1280 1250-1280 1280—1300 1280—1300 1260—1280 1250—1260 1250—1260 1240—1260 1240-1270 1220-1240 1230—1250 1230—1250 1220—1240 1260-1280 1230-1250 1260-1280 1250—1260 550—570 550 -570 560 -580 560-580 560—580 560 -580 550-570 550-- 570 550-570 550-570 550-570 550-570 550-570 550 -570 550-570 550—570 530 -550 530-550 550 -570 550-570 550-570 200-250 200 -250 200-250 550-570 40 10 25 73 44 38 51 63 60 58 66 64 48 52 52 14 31 34 52 64 85 62 80 46 49 62 66 22 20 25 37 32 30 37 38 23 30 24 13 23 31 52 32 53 24 26 31 35
1 Испытания токарных резцов при обработке улучшенной хромоникелевой стали с пределом прочности 1 Гн'м2 (100 к Г мм2 у подача 1 ,4 ки 5 мм. мм\ толщина струж-
Таблица 166. Состав и термическая обработка быстрорежущих сталей (приведенных в Stahl-Eisen-Werkstoffblatt 320—53)
Обозначение Химический состав, % Режим 1ермической обработки (температура), °C
с Со Сг Мо V W отжиг закалка1 отпуск
резцы и инструменты простой формы инструменты сложной формы
ABC III . . 0,92—1,02 — 3,8-4,5 2,5—2,8 2,2—2,5 2,7-3,0 760—790 1210—1240 1180—1210 530-550
ABC II . . . 0,78—0,86 — 3,8—4,5 0,7—1,0 1,4—1,7 8,3-9,0 760 -810 1230—1260 1200—1230 540 -560
В18 0,70—0,78 — 3,8—4,5 — 1,0—1,2 17,5-18,5 800—830 1260—1290 1230—1260 550—570
ВМо9 .... 0,78-0,76 — 3,5—4,2 8,4—9,2 1,0-1,3 1,5—2,0 800—830 1210—1240 1180—1210 530—550
D 0,82-0,90 — 3,8—4,5 0,7—1,0 2,3—2,6 11,5—12,5 780—810 1240—1270 1210—1240 550—570
DMo5 .... 0,78—0,86 — 3,8-4,5 4,8-5,3 1,7-2,0 6,0—6,7 800—830 1220—1250 1190—1220 540—560
EV4 1,20—1,30 — 3,8 -4,5 0,7—1,0 3,5-4,0 11,5-12,5 780—810 1240—1270 1210—1240 550—570
ЕСоЗ .... 0,77—0,85 2,5—3,0 3,8—4,5 0,7—1,0 1,7—2,0 11,5—12,5 800—830 1240—1270 1210—1240 560—580
EV4Co . . . 1,25—1,40 4,5—5,0 3,8—4,5 0,7—1,0 3,5—4,0 11,5—12,5 800—830 1250-1280 1220—1250 560—580
Е18Со5 . . . 0,75-0,83 4,5 -5,0 3,8—4,5 0,5—0,8 1,4-1,7 17,5—18,5 800—830 1280—1310 1250—1280 560—580
Е18Со10 . . . 0,72—0,80 9,0—10,0 3,8—4,5 0,5-0,8 1,4-1,7 17,5—18,5 800—830 1280—1310 1250—1280 560—580
1 Охлаждающая среда, масло жидкая среда 500—650° С или сухой сжатый воздух.
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
843
хрома, а, с другой стороны, — действие кобальта, влияющего главным
образом на металлическую основу (см. стр. 943). Надо прежде всего
отметить влияние ванадия, который, как было показано, особенно способ-
ствует повышению устойчивости против отпуска (примерно до 600° С).
При увеличении содержания ванадия оказалось возможным понизить
содержание вольфрама; эта возможность используется не только в ста-
лях этой группы, но и в сталях средней производительности 292\ Большое
количество твердых карбидов ванадия (см. стр. 832), образующихся
в стали с высоким содержанием углерода и ванадия, обеспечивает повы-
шенное сопротивление изнашиванию. Поэтому для чистовых режущих
инструментов следует применять стали с повышенным содержанием уг-
лерода и ванадия, а именно от 1,3 до 1,5% С, около 13% W, 4% Сг,
1% Мо, от 8 до 10% Со и около 4,5% V. Присутствие в структуре боль-
шого количества карбидов затрудняет горячую обработку давлением,
температура ковки должна быть понижена.
р. Стали средней производительности
Группа а охватывает стали, содержащие от 14 до 22% W, но мень-
шие количества молибдена и ванадия (до 2,5%).
Стали группы б были разработаны на основе снижения количества
вольфрама до 7—12%, частичной замены вольфрама молибденом и уве-
личения содержания ванадия. В ФРГ наибольшее применение получили
стали с 8—12% W (ABC II) и так называемые тройные стали с 2,5 до
3,0% молибдена, вольфрама и ванадия (ABC III в табл. 166).
Производительность сталей этой группы обусловливается главным
образом карбидообразующими элементами, среди которых выдающаяся
роль принадлежит ванадию. Из состава этих сталей исключен кобальт.
T- Стали пониженной производительности
Стали этой группы в большей мере потеряли свое практическое зна-
чение и поэтому не приводятся в табл. 166. Дальнейшей разработки ме-
нее легированных вольфрамом сталей этой группы также не ведут. Ста-
ли, перечисленные в табл. 165, приведены лишь в качестве примерных.
В этой группе можно, не рассматривая в дальнейшем, указать сталь
с 2% W, 2% Мо и 1—1,5% V; используется она мало.
Стали, отнесенные к группе высокой производительности, обладают
наибольшей устойчивостью против отпуска и красностойкостью. Стали
второй группы устойчивы против отпуска до 570° С, не сохраняют твер-
дости более 60 HRC-, их можно отпускать только при ~250°С.
Особое место занимает сталь с повышенным содержанием углерода
и карбидообразующих элементов (особенно ванадия) и высоким сопро-
тивлением изнашиванию.
б. Влияние легирующих элементов
в быстрорежущей стали
Содержание углерода в быстрорежущей стали должно находиться
в определенном оптимальном отношении к содержанию карбидообра-
зующих элементов. Если при содержании углерода 0,7% в сталь вводит-
292) Следует, однако, предостеречь от вывода эквивалентов для «замены» вольфрама вана-
дием. При содержании ванадия больше определенного его роль отличается от роли вольфрама, о
чем сообщает ниже (стр. 845) и автор.
844
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
ся излишне большое количество сильно карбидообразующих элементов,
например больше 22% W или больше 2% V, то столь значительная часть
углерода будет связана в стабильных и нерастворимых карбидах, что
при закалке не будет достигнута требуемая высокая твердость и устой-
чивость против отпуска. Увеличивая содержание карбидообразующих
элементов, необходимо повышать содержание углерода и, наоборот,
уменьшать его содержание при понижении содержания карбидообра-
Рис. 65G. Влияние содержания углерода на
производительность резания низколегирован-
ной вольфрамовой и молибденованадиевоволь-
фрамовой стали fno Н. Schrader. Stahl u. Ei-
sen. 64, 1914, S. 645—654]
Mo W
Химический
состав, %
68
69
70
71
73
72
74
75
76
77
2.11
2,35
2,25
10,50
10,80
10,60
10,80
10,40
12,30
13,20
2,41
2,69
2.52
1,38
1 ,40
1 ,40
1 ,42
1 .29
4,25
4,27
2,61
2.67
2,82
550
550
550
550
550
550
550
550
550
550
64—65
64- 65
64—65
64—65
64—65
64—65
64—65
65
64—65
65—66
зующих элементов (см. табл. 165 и 166). При излишне низком содер-
жании углерода необходимо повышать температуры закалки, чтобы про-
изошло растворение карбидов и была обеспечена повышенная твер-
дость. Однако повышение температуры закалки ограничивается из-за
возможности оплавления границ зерен. Кроме того, при высоких темпе-
ратурах в стали с пониженным содержанием углерода образуются участ-
ки 6-фазы ’. Однако уменьшение содержания углерода улучшает вяз-
кость стали, например 18/4/1 1 2. С повышением содержания углерода
сверх 1,4% образуется так много карбидов, что обрабатываемость стали
давлением (ковка, прокатка) ухудшается; расположение карбидов в ви-
де крупных строчек приводит к такому снижению прочности стали, при
котором рабочие лезвия инструментов могут выкрашиваться. Тем не ме-
нее производительность резания, например стали с 10% Со, может быть
повышена при увеличении содержания углерода почти до 2%. На рис. 656
1 Л. Н Grobe а. G. A. Roberts. Trans. Amer. Soc. Met, 45, 1953, p. 475—497,
2 R. Fizia. Неопубликованное исследование
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
845
мы видим ясное различие между стойкостью резцов при черновом и чи-
стовом режимах точения При чистовой обработке особенно важна по-
вышенная износоустойчивость стали, а ее устойчивость против отпуска
не имеет столь же существенного значения, так как режущая кромка
нагревается до более низких температур. Производительность резания
в этом случае с увеличением содержания углерода возрастает (правая
часть рис. 656). При черновой обработке, напротив, производительность
резания при повышении содержания углерода ухудшается вследствие
уменьшения устойчивости против отпуска.
Влияние вольфрама при 1,6—1,9% V показано на рис. 657. В таких
сталях увеличение содержания вольфрама с 6 до 25% почти не оказы-
вает влияния на режущие свойства 293) и падение режущей способности
Рис. 657. Зависимость производительности
резания от содержания вольфрама в бы-
строрежущей стали с повышенным содер-
жанием ванадия (1,6—1,9%) Обрабатывае-
мый материал — хромоникелевая сталь с
пределом прочности 100 кг!мм2
Совершение болыррама, °/Q
Обозна- чение Химический состав, % Темпера- тура закал кн °C Темпера- тура отпуска °C Твердость HRC
С Сг Мо V W
a 0,80 4,46 0,52 1.68 5,2 1230 550 64—65
b 0,79 4,39 0,48 1 ,75 6,1 1230 550 64-65
c 0.79 4,34 0,53 1,93 7,0 1250 550 64—65
d 0,78 4,33 0,54 1 ,92 8,3 1250 550 64—65
e 0.78 4,31 0.55 1,88 9,3 1250 550 64—65
f 0,77 4.08 0,46 1,55 9,6 1250 550 64—65
g 0,79 4.25 0,73 1,32 11,5 1250 550 64—65
h 0.75 4,20 0.83 1,62 21 ,6 1280 550 65—66
i 0.81 4.23 0,78 1,57 25,1 1280 560 65—66
наблюдается лишь при содержании вольфрама ниже 5%. При повышении
содержания вольфрама необходимо во всяком случае немного увеличить
температуру закалки. Быстрорежущие стали, содержащие только воль-
фрам в количестве 20—22% и больше, не обладают очень высокой устой-
чивостью против отпуска. Необходимо, чтобы, кроме вольфрама (и всег-
да вводимого хрома), сталь содержала молибден и особенно ванадий.
Быстрорежущую сталь с 13—14% W и 2,5% V можно безусловно отне-
сти к стали средней производительности вследствие влияния ванадия.
При использовании экономичной быстрорежущей стали с 3% V и
2,5% Мо прирост производительности резания достигается при увеличе-
нии содержания вольфрама до 4% ’.
Раньше неоднократно предпринимались попытки представить срав-
нительное влияние легирующих элементов в виде численных соотноше-
ний. Так, например, указывали, что введение 1% ванадия позволяет
понизить содержание вольфрама на 4%. Все подобные попытки следует
признать необоснованными. В табл. 165 показано, что несмотря на да-
г’) Понижение содержания вольфрама оказывает и положительное влияние, уменьшая кар-
бидную неоднородность и вызываемые ею последствия, прежде всего для механических свойств.
1 Н Schrader. Stahl u. Eisen, 64, 1944, S. 645—654.
846
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
леко идущую аналогию, каждый элемент оказывает свое специфическое
влияние. Наряду с тем, что тип и твердость выделяющихся карбидов мо-
гут быть неодинаковыми, нельзя забывать о различии в условиях раство-
римости карбида каждого типа, а следовательно, о его влиянии на вы-
бор условий термической обработки (закалки и отпуска).
Таблица 167. Влияние молибдена на производительность резания
вольфрамовой быстрорежущей стали с 10% W
Химический состав, % Скорость резания м мин Стойкость мин
С Сг W V Мо
0,82 0,87 0,83 При ной хром бин а рсза 4,20 4,28 4,30 м еч а и и с. оникелевой ния 55 мм. 10,8 11,6 10,8 Закалка с 12( :талн с пределе 2,43 2,57 2,6 >0° С, масло, м прочности 1 0,79 2,14 этпуск при 560 Гн/м2 (100 кГ. 12 14 12 14 12 14 °C, 1ч, обточг чм~У, подача 1, 53 28 65 37 75 39 <а улучшен- 4 мм и глу-
Влияние молибдена в значительной мере подобно влиянию вольфра-
ма. Оба элемента, в отличие от ванадия, образуют не только специаль-
ные, но и сложные карбиды (см. табл. 147). Молибден можно применять
Рис. 658 Производительность резания низколеги-
рованной молнбденованадиевой быстрорежущей
стали с 1% С, 4,5% Сг и 2,9% V в зависимости
от содержания молибдена (закалка с 1230—1250° С
в масле, отпуск при 550° С, 1 ч [no Н Schra-
der. Stahl u. Eisen, 64, 1944, S. 645—654]
в быстрорежущих сталях в сле-
дующих случаях: в обычной
высоковольфрамовой стали в
виде небольших добавок — от
0,6 до 1,0%, а иногда до 2% —
для улучшения производитель-
ности резания (табл. 167), для
замены части вольфрама (на-
пример, сталь с 6% W, 5% Мо,
2,5% V) и, наконец, в сталях с
малым содержанием вольфра-
ма, в которых молибден вместе
с ванадием заменяет большую
часть вольфрама (например,
стали ВМо9 и ABC III в
табл. 166). Эти последние яв-
ляются одними из наиболее
важных быстрорежущих ста-
лей, в которых молибден был
использован в качестве элемента-заменителя. Хорошие режущие свойст-
ва (в группе сталей средней производительности) обнаруживают стали
без вольфрама, содержащие больше 3% Мо и около 2,5% V (табл. 165).
Влияние молибдена в молибденованадиевой стали показано на рис. 658.
В литературе часто приводятся указания на то, что молибден может за-
менить вольфрам в соотношении 1 : 2. Однако это соотношение не может
рассматриваться как универсальное правило. В табл. 168 приведены не-
которые составы быстрорежущей стали, применявшейся по экономиче-
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
847
ским соображениям во время войны. В табл. 199 указаны американские
молибденовые быстрорежущие стали 294>.
Т а б л и ц а 168. Химический состав (%) некоторых молибденовых
быстр орежущих сталей-заменителей
с S1 Мп Мо W Сг
0,70—0,90 0,30 0,35 5,0 Около 3,0
0,70—0,90 0,30 0,35 10,0 .— —
0,70—0,90 0,30 0,35 5,0 2,5 .—.
0,70—0,90 0,30 0,35 7,5 2,5 4,0
0,70—0,90 0,30 0,35 3,0 5,0 3,0
0,70—0,90 0,30 0,35 3,0 7,5 —
0,70—0,90 0,30 0,35 5,0 5,0 3,0
Производительность современной быстрорежущей стали по существу
определяется предельно высоким содержанием ванадия наряду с высо-
ким содержанием углерода 295). Фактически большие возможности взаим-
ной замены легирующих элементов основываются на очень сильном
влиянии ванадия, если он вводится в оптимальном количестве, повышая
устойчивость мартенсита против отпуска и образуя карбиды, обладаю-
щие высоким сопротивлением износу. Все сказанное выше о ванадиевых
карбидах приводит к выводу о необходимости прежде всего устанавли-
вать точное соотношение между содержанием ванадия и углерода.
В недефицитных сталях, не содержащих вольфрама и имеющих,
кроме хрома, лишь 3% Мо, максимум режущих свойств обнаруживается
при содержании около 2% V, что является следствием особенно благо-
приятного совместного действия углерода и легирующих элементов в со-
четании с оптимальными условиями термической обработки. Однако пре-
делы содержания ванадия, при которых наблюдается этот максимум,
настолько узки, что при неизбежных колебаниях в состав стали разных
плавок использование влияния ванадия не может быть с уверенностью
обеспечено. Указанные особенности отмечены здесь только для того,
чтобы подчеркнуть, что совместное воздействие основных благоприятных
факторов, очевидно, используется еще не полностью.
Содержание хрома в быстрорежущих сталях всегда устанавливает-
ся в пределах 3—5%. Предпринимались исследования, ставившие целью
заменить хром каким-либо другим легирующим элементом, но такая за-
мена не дала никакого преимущества, так как хром — наиболее дешевый
карбидообразующий элемент.
Хромистая сталь имеет заметно меньшую устойчивость против отпу-
ска, чем ванадиевая. Поэтому роль хрома в быстрорежущей стали сво-
294) По сравнению с вольфрамовыми молибденовые и вольфрамомолибденовые быстрорежущие
стали имеют худшие технологические свойства: большую склонность к росту зерна и к обезугле-
роживанию, отличаются летучестью окислов молибдена и др. В то же время они обладают и неко-
торыми достоинствами, в частности несколько лучшими механическими свойствами. В настоящее
время разработаны довольно эффективные меры преодоления их недостатков, и применение мо-
либденовых сталей, вместо вольфрамовых, определяется только экономичностью и доступностью
сырья. Поэтому молибденовые быстрорежущие стали используют в наибольшем количестве в США,
где они значительно дешевле вольфрамовых (сталь М2 с 6% W; 5% Мо; 4% Сг и 2Vo V ~ на 30%
дешевле вольфрамовой стали типа нашей Р18 или 18/4/1). В Советском Союзе вопрос о замене
вольфрамовых сталей молибденовыми пока не ставился, ио предполагались некоторые марки, со-
держащие 3—4% Мо (Р6МЗ, Р9М4, Р12МЗ, см. доп. 26!) на стр. 791).
29Б) Высокованадиевые стали получили сейчас повсеместное применение, в том числе и у нас
(например, стали Р9Ф5 или ЭИ706, Р14Ф4 или ЭИ915). Использование этих сталей ограничивается,
однако, их низкими механическими и пониженными технологическими свойствами, главным образом
плохой шлифуемостью.
848
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
дится в первую очередь к тому, что он улучшает прокаливаемость и спо-
собствует получению однородной мартенситной структуры. В пользу это-
го говорит то обстоятельство, что в сталях с 18% W, 4% Сг и 1% V
можно понизить содержание хрома до 0,5%, не снизив существенно про-
изводительности резания, если вести охлаждение при закалке не в мас-
ле, а в воде. Однако против этого свидетельствует то, что хром в быст-
рорежущей стали не может быть заменен молибденом, который увеличи-
вает прокаливаемость еще сильнее. Тот факт, что режущие свойства
высокомолибденовой быстрорежущей стали снижаются, если содержание
хрома в ней уменьшить ниже обычно принятых 4—4,5% должен
очевидно, иметь другое объяснение. Необходимо учитывать, что хром
увеличивает количество карбидов и значительно облегчает их раствори-
мость при температурах закалки. Исследования Куо1 2 3 относительно вы-
деления в быстрорежущих и теплоустойчивых сталях карбидов W2C и
Мо2С, влияющих на красностойкость, позволяют связать влияние хрома,
так же как и кобальта, в первую очередь с тем, что эти элементы задер-
живают выделение указанных карбидов3> 2S6).
Не было недостатка в попытках повысить содержание хрома сверх
нормального (около 4%), чтобы поднять производительность резания и
в особенности получить экономию дорогих легирующих элементов, преж-
де всего вольфрама. Так, например, стали с 12—14% Сг и 1,5—2% С
с добавками около 1% W, Мо, V и до 3% Со применялись раньше для
литых фрез. В настоящее время для этих целей используют сплавы с
8% Сг, 4—10% W и добавками кобальта, молибдена и ванадия4.
В обычной быстрорежущей стали, содержащей больше 8% W или Мо,
повышение содержания хрома сверх 4% практически не улучшает ре-
жущих свойств. Точно так же стали с 10—12% Сг и с содержанием от 2
до 6% V с молибденом или без молибдена не имеют режущих свойств,
равноценных свойствам быстрорежущей стали. Однако ванадиевая сталь
с низким содержанием вольфрама при повышении в ней содержания хро-
ма до 8—12% становится вполне пригодной в качестве быстрорежущей
(табл. 169). Если содержание ванадия в такой стали составляет от 1 до
2,5%, то содержание вольфрама не должно быть ниже 5%. При меньшем
содержании или отсутствии вольфрама режущие свойства такой стали
весьма низки. Если же повысить содержание ванадия до 4,5%, то можно
уменьшить содержание вольфрама до 3,5 без снижения режущих свойств
стали. Из табл. 169 видно, что высокохромистые стали для полного пре-
вращения остаточного аустенита необходимо отпускать до шести раз,
так как хром снижает мартенситную точку сильнее, чем ванадий, молиб-
ден и вольфрам 2У7).
Особое влияние на производительность резания оказывает кобальт.
Кобальт не является карбидообразующим элементом, хотя он может при-
сутствовать, например при отжиге, в карбиде типа М6С5’6. Гудремон
1 Е. Houdremont u. Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp., 5, 1937, S 227—239.
2 К. Kuo. J. Iron Steel Inst., 174, 1953, p. 223—228.
3 Превращение сложного карбида вольфрама типа Fe2W2C с образованием стабильного кар-
бида WC ухудшает красностойкость. Карбид WC не растворяется в аустените. Хром повышает ус-
тойчивость карбида Fe2W2C. Прим, перев.
296) Предлагались и другие объяснения возможной роли хрома, а также кобальта [5].
4 A. Colloud. Werkstatt u. Betrieb, 86, 1953, S. 393—398.
297) Особенно обширные исследования высокохромистых безвольфрамовых и иизковольфрамо-
вых сталей были проведены в свое время в Советском Союзе. Однако у высокохромистых низко-
вольфрамовых сталей, легированных ванадием в количестве не больше 3%, не удалось получить
режущих свойств, вполне равноценных свойствам высоко- и средневольфрамовых сталей, хотя эти
работы сыграли для нашей страны в то время важную роль
5 Н /. Goldschmidt. J. Iron Steel Inst, 170, 1952, p. 189—204.
6 F. Kaiser a. M. Cohen Metal Progr., 61, 1952, p 79—85.
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
849
Таблица 169. Режущие свойства высокохромистых быстрорежущих сталей
в сравнении со свойствами обычных высоковольфрамовых сталей
Химический состав, % Термическая обработка Стойкость1, мин, при скорости резания mJ мин Твердость HRC
С Сг W V Мо закалка в масле при температуре °C отпуск 10 12 14
0,78 8,3 3,3 1,3 1320 550° С, 2 раза 35 13 63—64
1,02 10,0 3,2 2,5 — 1260 550° С, 2 раза 50 15 63-64
1,34 Ю,1 3,5 4,4 — 1250 550° С, 2 раза 63 35 64—65
0,83 9,3 5,3 1,2 —. 1210 550° С, 6 раз 43 22 65
1,02 9,8 5,3 2,4 —• 1280 550° С, 2 раза 58 32 64—65
0,71 4,5 18,4 1,1 — 1280 560° С 42 19 64—65
0,85 4,5 11 2,5 0,5 1250 560° С 60 32 64—65
1 Черновая обработка токарными резцами улучшенной хромоникелевой стали с пределом прочности 1 Гн'м1 2 (100 кГ/мм2); подача Ь,4 ММ; глубина резания 5 мм.
и Шрадер1 установили, а затем Куо2 методом фазового анализа
подтвердил, что кобальт, присутствуя в основной массе, задерживает оп-
ределяющие красностойкость процессы выделения карбидов W2C и М02С.
Быстрорежущие стали, содержащие кобальт, можно, кроме того, нагре-
вать при закалке до более высоких температур, не опасаясь их перегре-
ва (образование участков 6-фазы и начала оплавления); это позволяет
перевести больше углерода в твердый раствор. В литературе влияние
кобальта в быстрорежущей стали иногда объясняется тем, что он улуч-
шает теплопроводность. Это объяснение представляется сомнительным,
так как, по данным наших исследований, кобальт не изменяет теплопро-
водности быстрорежущей стали. Более подробно о влиянии кобальта
в быстрорежущих сталях см. в гл. «Кобальт» (стр. 944).
Были попытки повысить производительность быстрорежущих сталей,
вводя дополнительные элементы. Карбидообразующий элемент титан
в количестве 0,3% ухудшает производительность резания. Однако не-
большие добавки титана (до 0,1 %) позволяют сделать быстрорежущие
стали менее чувствительными к перегреву при закалке, давая возмож-
ность повысить почти на 50° температуру закалки экономичных низко-
вольфрамовых и низкомолибденовых сталей. Возможно, что это влияние
титана связано с образованием им не только карбидов, но и нитридов.
Добавки тантала и ниобия не получили до настоящего времени
практического применения. Эти элементы увеличивают количество и ус-
тойчивость остаточного аустенита (см. табл. 263). Превращение его на-
ступает только после многократного отпуска, что обеспечивает нормаль-
ную твердость; тем не менее производительность резания оказывается
ниже, чем у обычной быстрорежущей стали. Полезными являются неболь-
шие добавки этих элементов, вводимые также для уменьшения чувстви-
тельности к перегреву. Кроме того, поверхность слитков стали с ниобием
лучше, чем стали с титаном3.
1 Е. Houdremont u. И. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932, S. 1—54.
2 См. сн. 2 на стр. 848.
3 R. Scherer и. IF. Connert. Stahl u. Eisen, 70, 1950, S. 984—994.
54 Э. Гудремон, т. II
850
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Присадки бора в быстрорежущую сталь до настоящего времени так-
же не применяются ’.
Имеющиеся в литературе указания1 2 о том, что алюминий может
улучшать режущие свойства низколегированных экономичных сталей
(2,5% V, 2,5% Мо и 0,5% W), касаются не столько влияния собственно
0,75-0,99 7.0
0,97-0,59 7. Мо
1,59-1,77 7.V
9,2-9,8 7.W
0,99-0,97 % С
2,30-2,39 7.Мо
3,00-3,11 7. I/
2.57-2,67 7. W
Скорость резания 55 м/мин 55 м/мин
Подача....... 0,23 мм 0,23 мм
0 2 9 б 8 10
Продолжительность
Садер- цианирования при
WQHUP
01,7.
^8,0 2 9 б 8 10
Продолжительность
Содер- цианирования при
590-550’0,4
590 - 550’0,4
Термическая
обработка 1250°0масло, 1ч
при 550 °С
123О°Смасло, 1 ч
при 55О °C
Рис. 659. Производительность резания быстрорежущей стали,
содержащей алюминий, после обычной термической обработки
и после цианирования в жидкой ваиие [по Н. Schrader. Stahl
u. Eisen, 64, 1944, S. 645—654]
алюминия, сколько совместного влияния алюминия и азота, проявляю-
щегося прежде всего при азотировании быстрорежущей стали. Кроме
того, алюминий благоприятствует образованию окисной пленки при тре-
нии и может тем самым затруднять сваривание поверхности режущего
1 Работы А. А. Рычкова (Автомобильная промышленность, № 3. 1946) и К. М. ГелыЬанд
(сб. «Литой и наплавленный инструмент», ВНИТОМАШ, Машгиз, 1951), показали целесообраз-
ность введения бора в быстрорежущую сталь, применяемую для литых инструментов. См. также
Ю. А. Геллер. Инструментальные стали. Металлургиздат, 1955. Прим, перев.
2 См., например, В. R. Mitsche u. Е. М. Onitsch. Berg u. Hfittenw., Mh., 92, 1947, S. 12—23.
СТРУКТУРА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ стали
851
инструмента со сходящей стружкой. При содержании около 1% нельзя
установить какого-либо влияния алюминия на производительность ре-
зания быстрорежущей стали. При более высоком его содержании ухуд-
шаются режущие свойства и снижается твердость. В то же время влияние
алюминия оказывается благоприятным при поверхностном цианировании
быстрорежущих сталей (рис. 659).
Противоречивость мнений относительно влияния титана и алюминия
можно, по-видимому, объяснить неодинаковым содержанием азота
в быстрорежущей стали разных плавок. Стали, в которые намеренно
вводились небольшие количества азота, показывали известное повышение
производительности резания'. Вопрос о том, в какой степени азот влия-
ет на температуру закалки и чувствительность к перегреву, требует
дальнейшего изучения.
в. Структура быстрорежущей стали
а. Структура в литом состоянии
Быстрорежущие стали относятся к группе ледебуритных сталей.
Соответственно их структуры в литом состоянии характеризуются сет-
кой ледебуритной эвтектики, состоящей из специального карбида и
Рис. 660. Эвтектика быстрорежущей стали с 0,93% С; 7,92% W;
2,0% Мо; 4.21°/0 Сг и 2,13% V после закалки е 1300° С в масле.
Грубые выделения — эвтектика, содержащая VC, тонкие выделе-
ния — эвтектика, содержащая МеС [по/С. Кио. J. Iron Steel Inst.»
181, 1955, S. 128—1341
аустенита. В стали с высоким содержанием ванадия можно часто наблю-
дать две формы эвтектики; более грубая содержит карбид VC, а более
тонкая — карбид /И6С (рис. 660). Такая эвтектика может наблюдаться
только в литом состоянии или после перегрева. Доля эвтектики, содер-
жащей карбид ванадия, возрастает с увеличением содержания ванадия.
Она имеет особенно грубое строение в стали с относительно большим со-
держанием ванадия.
1 F. Rapatz u. I. Frehser. Stahl и. Eisen, 69, 1949, S. 605—607-
54*
852
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Для стали типа 18/4/1 на рис. 661 приведен разрез диаграммы со-
стояний при 16% W и 4% Сг. Роль ванадия здесь не учитывается; он не
вносит в нее существенных изменений, за исключением образования кар-
бида ванадия. Этот карбид, а также основной карбид быстрорежущей
стали — единственные карбидные фазы, устойчивые выше 1100° С. Не
учитывается также образование других карбидов, например Л12зС6 и
СГ17С3, при более низких температурах.
По исследованиям Куо, для протекающего при затвердевании пери-
тектического превращения жидкий сплав + б-феррит—> аустенит + кар-
Рис. 661. Вертикальный
разрез диаграммы же-
лезо — вольфрам —
хром — углерод [по
Т. Murakami a. A. Hatt а.
Sci. Rep. Tohoku Univ.
Hond Anniversary, 1936.
p. 882—895 с изменения-
ми, предложенными
К. Kuo. Л. Iron Steel
Inst, 181, 1955,
p. 128—1341
бид не хватает времени и оно подавляется двумя другими превращения-
ми. Одно из них протекает по реакции: жидкий сплав аустенит + кар-
бид (ледебуритная эвтектика). Второе превращение протекает в твердом
состоянии: б-ферритаустенит + карбид и вызывает образование уже
указанного выше 6-эвтектоида (см. стр. 529, т. I). Протекание такого
превращения определяется скоростью диффузии углерода и вольфрама
в а-решетке. Из 6-феррита, который при высоких температурах должен
обладать сравнительно большой растворимостью углерода, выделяется
при дальнейшем охлаждении богатый вольфрамом карбид 7И6С. При
этом ферритная основа обедняется вольфрамом, в результате чего
в слоях, пограничных с карбидами, образуется аустенит. Это квазиэв-
тектоидное превращение приводит к образованию структуры, которая
при рассмотрении в микроскопе похожа на тонкопластинчатый перлит
(рис. 662), но отличается, однако, от перлита значительно более высокой
температурой образования, а также тем, что пластинки карбидов рас-
пределены в аустенитной основе. При дальнейшем охлаждении аустенит
превращается при охлаждении на воздухе частично в мартенсит, а частич-
но сохраняется; при медленном охлаждении превращение происходит
в перлитной, а возможно и в промежуточной области (см. стр. 529). Так
как 6-эвтектоид образуется при высоких температурах, то он может об-
разоваться при такой скорости охлаждения, при которой невозможно
нормальное перлитное превращение аустенита, поскольку затрудняются
диффузионные процессы. Образование 6-феррита связано с более низ-
СТРУКТУРА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
453
Рис. 662 б эвтектоид пластинчатой формы в быстрорежущей стали с 0,67% С: 18,3% W, 3,90°/> Сг
и 1,35% V после охлаждения на воздухе с 1350° С [по К. Кио. J. Iron Steel Inst., 181, 1955, р. 128—
134]:
а — ХЗОО; б — Х2000
Рис. 663. Структура быстрорежущей стали после литья и после отжига при 800° С, сталь ВМоО
с 0,88% С; 4,38% Сг, 8,88»/о Мо; 1.28% V и 1,86% W. X 500
а — литое состояние; б — после литья и отжига при 800° С, 24 ч
Рис. 664. Структура кованой'быстрорежущей стали после различной термической обработки. Сталь
ABC III с 0,97% С; 4,11% Сг; 2,61»/о Мо; 2,51% V и 3,23% W. X 500:
а - после отжига; б - после закалки (1220° С, масло); в - после закалки (1220° С. масло!
и отпуска (2 ч при 550° С, охлаждение на воздухе)
854
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
ким содержанием углерода. Многообразие протекающих превращений и
образование при этом не всегда различимой в оптическом микроскопе
тонкой структуры приводят к тому, что микроструктура основной массы
литой быстрорежущей стали оказывается очень сложной и часто трудно
различимой в деталях (рис. 663, а). Поскольку диффузионное выравни-
вание при кристаллизации и превращениях в твердом состоянии не про-
ходит до конца, изучение превращений также затрудняется.
После достаточно продолжительного отпуска, точнее отжига при
750—850° С, литая структура основной массы несколько выравнивается.
Мартенсит при этом распадается вследствие выделения карбидов, оста-
точный аустенит превращется в перлит, и пластинки карбида приобре-
тают зернистую форму. В результате исчезает различие между 6-эвтек-
тоидом и обычным перлитом из-за образования структуры, состоящей из
феррита и карбидов (рис. 663, б), что не является, однако, признаком
равновесного состояния. Последнее может быть получено только после
гораздо более продолжительного отжига. Поэтому еще возможно взаи-
модействие между карбидами и основной ферритной массой. Однако
форма крупных ледебуритных карбидов не может быть изменена даже
очень длительным отжигом.
При ковке (которую следует производить при возможно более вы-
соких температурах из-за высокого сопротивления деформированию)
первичные карбиды ледебуритной сетки раздробляются и вытягиваются
в виде строчек. Нагрев при ковке и последующее деформирование спо-
собствуют уменьшению дендритной ликвации. При последующем отжиге
первичные карбиды приобретают окончательную форму (рис. 664, а).
р. Изменения структуры при термической обработке
Для закалки быстрорежущей стали необходимо растворить возмож-
но большее количество карбидов в аустените. Чем равномернее распреде-
лены карбиды, тем скорее достигается их растворение при данной тем-
пературе закалки. Для влияния температуры и времени должна сущест-
вовать зависимость, общая для диффузионных процессов 1 (см. стр. 154).
Так как растворение увеличивается с повышением температуры, то на-
грев под закалку производят до возможно более высоких температур.
Верхний предел температур закалки определяется началом оплавления
границ зерен, а для низколегированных сталей также началом образо
вания крупного зерна и колеблется между 1240° С для низколегирован-
ных и 1320° С для высоколегированных сталей с кобальтом. Если содер-
жание углерода находится на нижнем пределе, то при очень высоком
нагреве возможно образование 6-феррита (см. рис. 661). Охлаждение с
температур закалки производят в масле, в керосине, сжатым воздухом,
а также в свинцовой или соляной ванне с температурой 500—550° С (по-
следующее охлаждение выполняется с произвольной скоростью)* 2.
Структура быстрорежущей стали после закалки такова: мартенсит,
кажущийся «бесструктурным» и часто называемый гарденитом, с вклю-
ченными в него карбидами; при этом границы исходного аустенитного
зерна хорошо выявлены. Такое строение мартенсита (вместо игольчато-
го) часто наблюдается в стали, содержащей специальные карбиды. Ка-
жущаяся бесструктурность гарденита наблюдается только потому, что
’ См. по этому вопросу К. Bungardt u. R. Oppenheim. Stahl и. Eisen, 75, 1955, S. 65—69.
2 Для предупреждения трещин и повышенной деформации охлаждение после выдержки при
500—550° С должно быть замедленным — на воздухе. Прим, перев.
СТРУКТУРА быстрорежущей стали
855
твердые карбиды затрудняют хорошую полировку основной мартенсит-
ной массы ‘. При тщательном травлении и полировке в этих случаях
также обнаруживается структура игольчатого мартенсита. В низколеги-
рованных быстрорежу-
щих сталях иглы мартен-
сита выявляются отчет-
ливее.
Путем выделения кар-
бидов и определения их
состава было установле-
но, что, например, сталь с
0,8% С; 18-% W; 4% Сг и
2% V после закалки с
1300' С содержит в основ-
ной металлической массе
0,5% С; 4,5% Сг; 11% W
и 1,3% V2,298). Карбиды
хрома полностью раство-
ряются в результате на-
грева до 1100° С.
Диаграммы изотерми-
ческого превращения ау-
стенита для различно ле-
гированных быстрорежу-
щих сталей, построенные
с учетом принятых на
практике условий нагре-
ва, во многом сходны.
В качестве примера на
рис. 665 и 666 приведены
такие диаграммы для ста-
Ряс. 665. Диаграмма изотермического превращения быстро
юежущей стали Е18Со5 с 0,9% С; 5% Со; 4,5% Сг; 1% Мо;
2% V и 18% W [по Я. Kratner Дискуссия по статье W. Jel
linghaus, A. Rose u. Н. Holeztko. Arch. Eisenhiittenw., 25,
1954, S- 251—262]
ли 18/4/1. После процесса
выделения карбидов начинается превращение в перлитной области при
температурах от 800 до 650° С; максимум скорости превращения отве-
чает 700—750° С; при достаточной выдержке это превращение заканчи-
вается полностью. Между 600 и 400° С находится область, в которой
аустенит обладает исключительной устойчивостью. До примерно 500° С
•еще наблюдается выделение карбидов, не сопровождающееся, однако,
превращением аустенита в течение указанной выдержки. Ниже 400° С
происходит промежуточное превращение; максимум его скорости нахо-
дится при 300—350° С в начале и около 200° С в конце превращения. Это
превращение полностью не заканчивается. Путем достаточно длитель-
ной выдержки удается превратить до 60% аустенита в стали 18/4/1.
Остающийся аустенит стабилизирован так сильно, что при последую-
щем охлаждении до комнатной температуры он не превращается в мар-
тенсит3. В то же время при обычном охлаждении с температур закалки
мартенситное превращение начинается около 200° С. Путем нагрева при
’ Н. J. Wiester. Неопубликованное исследование.
2 А. Н. Michel et J. Papier. Rev. Met., 51, 1954, p. 425—439; J. Papier. Rev. Met., 51, 19>4,
p 723__73*1
я») Такие исследования были проведены значительно раньше. В Советском Союзе А. П. Гу-
ляевым [53], данные которого для вольфрама несколько отличаются от приведенных в тексте
<7,5% W в растворе после закалки с 1300° С).
3 См. также Р. Gordon, М. Cohen a. R. Р. Rose. Trans. Amer. Soc. Met., 31, 1943, p. 161—168.
856
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Рис. 666. Диаграмма изотермического пре-
вращения быстрорежущей стали ABC III с
0,95% С; 4,34% Сг; 2,59% Мо; 2,42% V н
2,88% W. Заштрихована область выделения
карбидов [по A. Rose u. L. Rademacher
Неопубликованное исследование; см. Atlas
zur Warmebehandlung der Stable; Tell III,
Dusseldorf, 1956]
540—560° С стабильность аустенита, вероятно, вследствие выделения
субмикроскопических карбидов может быть по меньшей мере частично
понижена, и при новой выдержке в промежуточной области происходит
дальнейшее его превращение. В результате многократного повторения
такого циклического нагрева можно перевести почти до 90% аустенита
в промежуточные структуры. Характерно, что в структуре, образовав-
шейся при промежуточном превращении, даже под электронным мик-
роскопом не видно каких-либо выделений карбидов *. Это может быть
истолковано следующим образом. Ниже 500° С, даже в течение очень
длительного времени, процесс выделения карбидов не наблюдается,
аустенит стабилен до температур
около 400° С. При этой темпера-
туре начинается без заметного
выделения карбидов промежуточ-
ное превращение, при котором
остающийся аустенит в значи-
тельной степени стабилизируется.
При последующем нагреве в об-
ласти от 540 до 560°С структура
промежуточного превращения
претерпевает отпуск и в аустени-
те или по границам раздела фаз
выделяются субмикроскопически
мелкие карбиды. В результате
стабильность аустенита умень-
шается и снова начинает проте-
кать превращение в промежуточ-
ной области; под влиянием ранее
образовавшейся структуры оно
может усиливаться.
Мартенситная точка стали, за-
каленной с обычно принятых температур, отвечает примерно 200° С и
понижается с повышением температуры закалки. В зависимости от со-
держания легирующих элементов и условий нагрева под закалку быстро-
режущие стали имеют в закаленном состоянии заметное количество
остаточного аустенита. Кобальтовые стали содержат особенно много
остаточного аустенита, так как кобальт затрудняет выделение карбидов.
Изменения в условиях превращения в результате разного предвари-
тельного нагрева и состава аустенита могут оказаться более значитель-
ными, чем различия в сталях разного химического состава, но нагретых
до оптимальных температур1 2. Это означает, что практические условия
нагрева и выдержки для закалки, устанавливаемые по максимальной
производительности резания, по-видимому, соответствуют для разных
быстрорежущих сталей близким условиям превращения.
Отпуск быстрорежущей стали с нагревом до температур около
450° С вызывает после ограниченной выдержки выделение из мартенсита
слаболегированного цементита; это приводит к некоторому понижению
твердости (рис. 667). Можно предполагать также выделение е-карбида
железа при температурах ниже 200° С (как на первой стадии отпуска
углеродистой стали), однако такое выделение в быстрорежущей стали
1 A. Rose, L. Rademacher u. A. Schrader. Неопубликованное исследование
2 A. Rose u. L. Rademacher. Доклад на коллоквиуме по закалке, 1954. См. также Atlas zum
Warmebehandlung der Stable, Tell 111. Dusseldorf, 1956.
СТРУКТУРА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
857
пока еще не установлено *. Надо, правда, подчеркнуть, что выявление
очень мелких карбидов представляет значительные трудности вследствие
присутствия в структуре большого количества крупных нерастворивших-
ся карбидов. При отпуске с очень длительной выдержкой между 250 и
350° С небольшая часть остаточного аустенита может испытать превра-
щение по механизму промежуточной
при этом количества остаточ-
ного аустенита весьма незначи-
тельно. Выше 450° С начинает-
ся выделение специальных кар-
бидов из мартенсита, вследст-
вие чего твердость снова
возрастает и достигает наи-
большего значения после отпу-
ска при 500—600° С (рис. 667).
При этих температурах и при
достаточной выдержке из оста-
точного аустенита также выде-
ляются мелкие карбиды. Этот
процесс, а также распад мар-
тенсита уменьшают устойчи-
вость остаточного аустенита и
способствуют его полному или
частичному превращению в
мартенсит при последующем
охлаждении. Для этого доста-
точен однократный отпуск с
выдержкой 1 ч или двукратный
с выдержкой по */2 ч при 550—
580° С. Кобальтовые стали вы-
области?. Однако уменьшение
Рис. 667. Влияние температуры и продолжительности
отпуска на твердость быстрорежущей стали, зака-
ленной с 1290° С [по G. A. Roberts, А. Н. Grobs'
а. С. F. Moersch. Trans. Amer. Soc. Met., 39, 1947»
p. 521—5461
сокой производительности от-
пускают два или даже три раза
с нагревом выше 550° С, чтобы вызвать превращение всего остаточного
аустенита 299). Для сталей пониженной производительности отпуск до та-
ких температур недопустим, так как при этом коагулируют карбиды.
Часть остаточного аустенита этих сталей может превратиться при глу-
боком охлаждении3. Мартенситное превращение остаточного аусте-
нита должно вызывать повышение твердости после нагрева до 500—
600° С, однако это повышение незначительно и проявляется главным об-
разом в сохранении твердости при повторном нагреве до температур от-
пуска, когда вновь образовавшийся мартенсит распадается. По данным
Куо4, повышение твердости, обеспечивающее высокую устойчивость
против отпуска и высокую теплоустойчивость этих сталей, вызывается
в основном выделением W2C или соответственно Мо2С (см. табл. 170).
В сталях с высоким содержанием ванадия выделяется, кроме того, кар-
бид ванадия (см. стр. 833). В дальнейшем происходит коагуляция кар-
бидов, вызывающая снижение твердости; при увеличении продолжитель-
1 Выделение карбида цементитного типа в результате отпуска при 250—350° С установлено*
советскими исследователями экспериментально по данным фазового анализа. Прим, р е д.
2 А. Н. Michel et J. Papier. Rev. M6t., 51, 1954, p. 425—489.
2") См, доп. 307) на стр. 867.
3 Исследования А. П. Гуляева показали, что для этой цели достаточно охлаждение до —78° С
в смеси твердой углекислоты с бензином (см. Вестник инженера и техника, № 5, 1937)-
Прим, перев.
4 К. Кио. J. Iron Steel Inst., 174, 1953, р. 223—228.
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
кости выдержки этот процесс сдвигается к более низким температурам
(рис. 667).
С увеличением степени растворения специальных карбидов при по-
вышении температуры нагрева (рис. 668) увеличивается количество ос-
таточного аустенита при комнатной температуре. С увеличением содер-
жания углерода возрастает твердость мартенсита; поэтому соответствен-
но повышению температуры закалки наблюдается рост твердости стали
(рис. 669). При отпуске после закалки с повышенных температур вторич-
ная твердость также возрастает, так как выделяется большее число дис-
персных карбидов вследствие превращения в мартенсит большего коли-
Рис 668. Влияние температуры нагрева иа коли
чество избыточных карбидов МбС (W, Мо),
М2зСб(Сг) и MC(V) в структуре стали 0/5/4/2 [по
<£). J. Blickwede u. М. Cohen. J. Metals, 1, 1949,
р. 578—584]
Рис. 669. Влияние температуры закалки
на твердость быстрорежущей стали после
отпуска [по М. Л. Grossmann. Stahl u.
Eisen, 43, 1923, S. 764—765]
чества остаточного аустенита 300) (рис. 669). Таким образом, влияние
условий закалки особенно сильно проявляется при отпуске.
Поскольку превращение в промежуточной области не может сопро-
вождаться выделением специальных карбидов, указанные эффекты от-
пуска наблюдаются и в стали, имевшей превращения в промежуточной
•области. Различие заключается лишь в том, что после превращения
в промежуточной области сохраняется еще больше остаточного аустени
та (в ряде случаев до 45%), чем после нормальной закалки. Путем бо-
лее длительного отпуска выше 550° С удается, однако, уменьшить в этом
аустените содержание углерода за счет выделения карбидов в такой сте-
пени, что он затем полностью или почти полностью распадается при
охлаждении до комнатной температуры или при новой выдержке в про-
межуточной области. Поэтому можно производить изотермическую за-
калку (с выдержкой в промежуточной области). Однако еще не ясно,
какие преимущества (и в какой степени) по сравнению с нормальной
закалкой могут быть при этом достигнуты, если учитывать дополнитель-
ные затраты на выполнение обработки ’> 301>. Существенное значение
30°) Получение большего количества остаточного аустенита может привести и к понижению
твердости стали после закалки с повышенных температур. Понижение твердости после закалки по
этой причине наблюдается при превышении определенного содержания углерода в стали (в стали
типа Р18— после ^0,7% С), так как углерод наиболее сильно увеличивает получаемое количество
-остаточного аустенита.
’ В работе советских исследователей показано, что применение закалки с выдержкой в про-
межуточной области (до 20—30 мин) не улучшает режущих свойств и вязкости после отпуска, ио
повышает технологические свойства непосредственно в закаленном состоянии; такая закалка значи-
тельно уменьшает деформацию по сравнению с получаемой при закалке с охлаждением в масле
«ли в соли с температурой 400—600° С (см. Ю. А. Геллер и С. Д. Брик. Вестник машиностроения,
№ 10, 1953). Прим, перев.
301) После комбинированной изотермической обработки (например, охлаждение в ваине 250—
260° С, выдержка 4 ч; затем в ванне 500? С, выдержка 3 ч\ затем в ванне 250—260° С, выдержка 3 ч;
•охлаждение на воздухе) получаются оолее высокие механические свойства, чем после обычной
закалки н отпуска [54].
СТРУКТУРА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
859
должно иметь соблюдение оптимальных условий нагрева и выдержки
при нормальных закалке и отпуске, т. е. при обработке, которая должна
быть принята для сравнения.
V. Природа карбидов быстрорежущих сталей
В быстрорежущих сталях присутствует большое число карбидов, об-
ласти существования которых еще не выяснены. Здесь речь идет в ос-
новном о карбидах вида М6С, VC, W2C (соответс’венно М02С), М23Сб,
Сг7С3 и РезС. Карбид железа существует лишь при низких температурах,
4 например при отпуске мартенсита, и является более или менее легиро-
ванным переходным карбидом. Карбиды М6С и М23Сб представляют со-
бой сложные карбиды с переменным содержанием хрома, вольфрама,
молибдена, ванадия и железа. Карбиды W2C и Мо2С обладают полной
взаимной растворимостью и могут растворять другие легирующие эле-
менты. Карбид VC может растворять до 50% W и Мо, а также до
25% Сг. При температуре выше 1150° С устойчивы только карбиды Л16С
и VC, которые являются поэтому карбидной фазой ледебурита. Они со-
храняются и при низких температурах и входят в карбидную фазу стали
в равновесном состоянии. Наряду с ними в структуре отожженной быст-
рорежущей стали имеется также сложный карбид Л12зСб и карбид СГ7С3.
Последний присутствует преимуществнно в стали с низким содержани-
I ем молибдена и вольфрама, «о обнаруживается и в стали 18/4/1 (см.
табл. 170). Карбид Л123Сб, изоморфный карбиду хрома Сг23Сб, следовало
бы рассматривать по данным Куо (так же как и в вольфрамовых и мо-
либденовых сталях, см. табл. 148) только как переходную фазу, которая
распадается после очень длительного отжига в связи с образованием ста-
бильного карбида. Присутствие хрома в быстрорежущей стали затруд-
няет образование стабильного карбида МоС или WC302) и расширяет
концентрационную область, в которой существует карбид М23Сб. Кар-
биды W2C и Мо2С, выделение которых, наряду с карбидами ванадия,
воздействует в первую очередь на высокую устойчивость против отпуска,
следует рассматривать, как и карбид Fe3C, в качестве переходной
фазы.
В табл. 170 температуры обработки выбраны так, чтобы можно было
обнаружить карбиды рентгеноструктурным анализом. Исследование
теплоустойчивых сталей показывает, что при отпуске в интервале 500—
600° С, вызывающем рост твердости, выделяется карбид W2C или соот-
ветственно Мо2С. При более высоком и длительном нагреве эти карбиды
исчезают. Другие карбиды, например Л46С или М23Сб, образуются лишь
при повышенных температурах, нагрев до которых вызывает уже сниже-
ние твердости. При отпуске быстрорежущих сталей также образуется
карбид W2C или твердый раствор на основе карбидов W2C и Мо2С.
Можно поэтому считать, что выделение этой карбидной фазы, допол-
: няемое карбидом ванадия, обеспечивает красностойкость быстрорежу-
щей стали.
В обычных быстрорежущих сталях, содержащих до 2%) V, количе-
ство карбидов ванадия незначительно, если только эти стали не подвер-
гались очень длительному отжигу при повышенных температурах, при
302> В быстрорежущей стали, а также в хромовольфрамовой стали типа ЗХ2В8 карбида WC до
сих пор ие наблюдали, хотя при таком же атомном отношении W: С, как в стали типа Р18,
в тройных сплавах Fe — W — С карбид WC образуется.
Таблица 170. Тип карбидов в отпущенной теплоустойчивой и быстрорежущей стали, по данным рентгеноструктурного анализа*1
Тип стали Химический состав, % Отпуск в течение часа при температуре, °C Отжиг в течение
с W Сг V Со Мо 500 600 625 650 675 700 750 800 500 ч при 700° С
Т еплоустойчивые стали: 9-3 (W-Cr-V-Co) 9-3-0-3 6-4 (Mo-Cr-V-Co) 6-4-0-3 Быстрорежущие стали: 18-4-1 (W-Cr-V-Co) 18-4-1-5 18-4-2-10 1-9-4-2 (W-Mo-Cr-V) 6-5-4-2 8-2-4-2 12-0-4-2 *> к. Kuo. J. 1г (или) VC не раство вор на базе W2C и ваемые угловые к при нагреве для гические свойства л ©графической фор г 0,33 0,36 0,44 0,43 0,78 0,80 0,86 0,84 0,80 0,93 0,81 on Sts ряютс ли М арбид закал стал* не ку( 8,75 8,83 18,4 18,2 18,8 1,0 7,0 7,9 12,6 >el In я и о2С. Ы ВО.' ки в с Их 5а (ид 2,95 3,04 2,06 2,6 4,32 4,42 4,10 2,7 4,2 4,12 4,25 st., г Грису >»3 Н 1ьфра1 лучас стаб! иомор 0,16 0,20 1,22 1,50 1,83 1,9 2,16 2,03 2,61 ч, 1S ГСТВУ1 е рас иа и пере 11>НОС физм 3,20 2,9 5,12 9,87 53 р ОТ ПС гворя вана; грев а ть, п и от 6,2 6,1 9,3 4,9 2,0 22 этоь ются 1ИЯ , ОС о ви; веча Fe3C FesC Fe3C Fe3C Л16С*3 Л16С*3 Af6C-|- 4-VC*3 A4eC+ 4-VC*3 мвс+ +VC*3 7ИвС+ (-VC*3 мвс+ +VC*3 3—228. 1у в стр при на (имеют обеино д (имому, ющую д *2 *2 Мо2С Мо2С »» Рен уктуре греве д КруПН! о темп опредс ля них W2C W2C Мо2С Мо2С тгеног] после ля зак яе разг ера гур ляется миним W2C W2C Mo2C-j-M6C Мо2С-|-Л4вС эафически карб отпуска при в алки (и почти леры и угловат ы начала оплав тем, что они п уму удельной \У2С-|-М6С W2C + М6С Мо2С -J- Л16С Мо2С-[-Л46С W2C W2C W2C W2C*4 \V2C*4 W2C*4 w2c иды не были о сех температу не изменяются рю форму). Так ления. Наличие ринимают фоэь гвободиой пове M6C + W2C W2C 4- МеС 4 Мо2С М6С 4 Мо2С W2C w2c W2C W2C*4 W2C*4 W2C*4 W2C 5иаружены *3 ?ax; эти карбид при горячем де ие карбиды мог угловатых ка] iy, в пределе с эхностной энер1 Л4вС А46С 4- W2C Л46С 4~ Л23С6 Л4вС -j- Л12зС(1 W2C W2C W2C W2C*4 j- 4- Л123СВ W2C*44- 4~ M23Ce W2C*44- -L Cr7C3 W2C 4“ 4- Cr7C3 При высоком н ы здесь не упо формировании) ут даже образ эбндов ухудшае оответствующу гии [56,5] Л46С 4 М23С6 Л46С -f- Д423С6 Л46С 4- Al23Cg Л46С Л42зСв Нет W2C VC МгзСв ^23^8 ^23^6 Сг7С3 Сг7С3 агреве для зак минуты *4 Тв стабильные ил оваться и непо т и служебные ю их собственн Л46С 4 М2зС6 MeC 4 А12зС8 Л46С 4 М23С6 /И6С М2зС6 Af6C 4 Сг7С3 М6С + VC + 4 м2зс6 M6C+VC + 4 М23С6 М6С + VC 4 +м8зс6 M6V + VC4 Af23Cs -L 4~С17С3 М6С 4 VC 4 4 Сг7С3 М6С 4 VC 4 4 Сг7С3 алки Л16С и грдый раст- и так назы- средственно и техиоло- ой кристал-
СТРУКТУРА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
861
которых карбид М23С6 распадается на карбиды А16С VC, связывающие
значительное количество углерода. При образовании карбида ванадия
вольфрам, молибден и хром в значительных количествах вытесняются
в металлическую основу; при этом возможно выделение соединений же-
леза с вольфрамом и молибденом, подобном тому как это наблюдается
при обезуглероживании *> * 304>. Ванадий в быстрорежущей стали повы-
шает также сопротивление износу, так как его карбид является самым
твердым из карбидов в быстрорежущей стали; он даже тверже карбида
WC, применяемого в твердых сплавах (табл. 171).
Таблица 171. Твердость карбидов быстрорежущих сталей
Твердость HRC, опре- деленная по отпечатку Виккерса Микротвер- дость по Вик- керсу (25 г), рассчитанная по отпечатку Твердость HRC, опре- деленная по отпечатку Виккерса Микротвер- дость по Вик- керсу (25 а), рассчитанная по отпечатку
1 Закаленная металлическая основа 7И6С 1 Р. Leckie-Eu 65—67 73,5—77 ing. Trans. Am 1043—1141 1495—1812 er. Soc. Met., 4 VC WC в твердом сплаве .... 4, 1952, р. 348—36 83,5—85 82,5 6. 2700—2990 2470
Резюмируя, можно сказать, что карбиды Л46С и VC в основном по-
вышают устойчивость против износа. Карбиды М23Сб и Сг7С3 при закал-
ке переходят в твердый раствор, обеспечивая в нем содержание углеро-
да, необходимое для высокой твердости основы. Если карбид A123C36 в ре-
зультате длительного отжига распался, образовав карбиды Л46С и VC,
следует повысить температуру закалки или увеличить продолжитель-
ность выдержки (но с учетом роста зерна). Карбиды W2C и Мо2С, по-
добно карбиду ванадия, влияют на красностойкость; они являются про-
межуточными фазами и исчезают при длительном отжиге.
г. Производительность резания и влияние на нее
термической обработки, твердости и вязкости
Для получения наиболее высокой производительности резания не-
обходимо обращать особое внимание на режим закалки и отпуска. Влия-
ние отпуска при 550—580° С выявилось в практических наблюдениях,
показавших, что резец из закаленной, но не отпущенной быстрорежущей
стали дает лучшую производительность лишь после того, как он один
раз затупился и был снова заточен. Объясняется это отпуском режущей
кромки во время резания.
1 D. J. BUckwede, Н. Cohen a. G. A. Roberts. Trans. Amer. Soc. Met., 42, 1950.
1161—1196
304) Выделению интерметаллического соединения способствует также увеличение содержания
вольфрама (или молибдена) в твердом растворе, что имеет место при нагреве для закалки. Мож-
но полагать, что при отпуске, начиная примерно с 550° С, когда твердый раствор еще обогащен
вольфрамом (и хромом), оказывается возможным выделение из него интерметаллического соеди-
нения (вероятно, тройного) в виде промежуточной, метастабильной фазы, которая при дальней-
шем повышении температуры отпуска и разложении твердого раствора заменяется карбидными фа-
зами. Это соединение обладает большой устойчивостью против коагуляции в широком интервале
температур, что замедляет падение твердости при дальнейшем повышении температуры отпуска,
обусловленное коагуляцией карбидных фаз, т. е дополнительно повышает красностойкость ста-
ли. Подробнее см. [5].
862
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
а. Температура закалки
Лучшие режущие свойства, как видно из рис. 670, достигаются в ре-
зультате нагрева при закалке в сравнительно узком интервале темпера-
тур. Улучшение режущих свойств при повышении температур закалки
связано с увеличением степени растворения карбидов, а их снижение
в результате нагрева до слишком высоких температур — образованием
крупного зерна, излишне высоким содержанием остаточного аустенита
Рис. G70. Зависимость между производитель-
ностью резания н температурой закалки Для
различных быстрорежущих сталей; закалка с
охлаждением в масле, отпуск 550° С. 1 ч
Н. Schrader. Stahl u. Eisen, 64, 1914. S 615 -
654]
образованием 6-феррита (при по-
ниженном содержании углерода)
и, наконец, оплавлением границ
зерен, образованием хрупкой ле-
дебуритной эвтектики (рис.
671)305).
Как правило, чувствитель-
ность к перегреву возрастает с
уменьшением содержания леги-
рующих элементов, особенно
вольфрама. Обычно температуры
закалки экономичных сталей ни-
же 1250° С, стали же с высоким
Рнс. 671. Структура быстрорежущей
стали, перегретой прн закалке. X 10G
содержанием вольфрама можно нагревать до 1280° С, а стали с кобаль-
том даже до 1320° С. Указания о температурах отжига, закалки и отпу-
ска различных сталей приведены в табл. 166. Чувствительность к пере-
греву низколегированных сталей можно понизить небольшими добав-
ками титана или ниобия.
р. Продолжительность выдержки при нагреве
Опасность перегрева при высоких температурах закалки в значи-
тельной степени зависит от продолжительности выдержки. Происходя-
щие при этом процессы рассмотрены на стр. 854. При очень короткой
выдержке, обеспечивающей только растворение карбидов, можно выби-
30Ь) Возможно также образование или увеличение количества уже имевшихся в стали угло-
ватых карбидов. См. доп. 1 ) на стр. 860.
ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТЬ ВЫДЕРЖКИ ПРИ НАГРЕВЕ
86»
рать температуру закалки по верхнему пределу. При более длительной
выдержке необходимо понижать температуру на 30—50° С. Поэтому из-
делия небольшого сечения вследствие непродолжительной выдержки
можно закаливать с более высоких температур, а инструменты крупно-
го сечения надо выдерживать более длительное время при пониженной
температуре 306).
Вообще более продолжительный нагрев вызывает образование круп
ного зерна, причем излом выглядит блестящим и называется нафталини-
стым (рис. 672). Крупное зерно возникает тем раньше, чем скорее рас-
творяются карбиды. В высоколегированных сталях, в том числе с повы-
шенным содержанием ванадия и углерода, присутствует много трудно
растворимых карбидов (А'16С и VC), сдер-
живающих рост зерна даже при темпера-
турах, близких к 1300° К- Низколегиро-
ванные стали содержат преимуществен-
но менее стабильные карбиды (такие, как
7И2зС6 или Сг7С3), которые быстрее пере-
ходят в раствор; это создает условия для
образования крупного зерна уже при на-
греве до 1250° С. Такому росту способст-
вуют напряжения, возникающие в про-
цессе ковки при пониженных температу-
рах или предшествовавшей закалки и не
снятые при отжиге. При двух закалках
с нормальным нагревом и выдержкой, но
выполняемых одна за другой, без проме-
жуточного отжига, образуется крупное
зерно; этому способствуют тик и распре-
деление карбидов. При этом отдельные
зерна сильно растут за счет других* 1.
Углерод, растворенный при первой закал-
ке, выделяется при втором нагреве в форме неравновесных карбидов
промежуточного типа, которые быстро растворяются еще до достижения
температур, принятых для первой закалки. Это способствует росту зерен
аустенита, чему благоприятствует рекристаллизация, вызванная нали-
чием напряжений и малой степенью деформации. Следовательно, долж-
на существовать зависимость между температурой начала образования
крупного зерна при вторичном нагреве и температурой первой закалки.
Вначале, если температуру первой закалки повышают, то количество
нерастворившихся карбидов оказывается недостаточным, чтобы задер-
жать образование крупного зерна при нагреве для второй закалки. Если
же температуру первой закалки повышают еще больше и происходит
растворение большей части карбидов, то при повторном нагреве выде-
ляется соответственно больше карбидов; это повышает температуру на-
чала образования крупного зерна (рис. 673). Отжиг, разлагающий мар-
тенсит и вызывающий коагуляцию и превращение карбидов в стабиль-
ную форму, снижает склонность к образованию крупного зерна. Кр^п-
Рис. 672. Излом перегретого или пере-
держанного при температуре закалки
инструмента из быстрорежущей стали
X 0,8
306) Следует при этом иметь в виду, что от поперечного сечения изделия зависит только та
часть выдержки, которая необходима для его полного прогрева, а выдержка, необходимая для
растворения карбидов, от сечения изделия не зависит. Было также рекомендовано [57] закалывать
инструменты, для работы которых наиболее важны механические свойства, н инструменты, имею-
щие сильно различающиеся сечения, с пониженных температур, но с большей продолжительностью
выдержки.
1 См. также Е Kula а. М Cohen. Trans. Amer. Soc. Met., 46, 1954, p 727—752; A. H Gro-
be, G. Л. Roberts a D. S. Chambers. Trans. Amer. Soc. Met., 46, 1954, p. 759—788.
£64
ВАНАДИЕВЫЕ стали
нозернистую сталь необходимо подвергнуть многократному отжигу, что-
бы снова измельчить зерно; однако при этом нельзя гарантировать, что
получится такое же мелкое зерно, какое было до нагрева. Значитель-
Рис. 673. Температуры начала об-
разования крупного зерна в зави-
симости от температуры предшест-
вовавшего нагрева для различных
быстрорежущих сталей [по А. Н.
Grobe, G. A. Roberts a. D. Р, Cham-
bers. Trans. Amer. Soc. Met., 46,
1954, p. 759—788]
ный рост зерна вызывает хрупкость стали
и выкрашивание режущей кромки. Так же,
как при повышении температуры закалки,
вольфрамовые стали, содержащие 18% W,
чувствительны к продолжительности вы-
Толщина, мм
Рис. 674. Зависимость между температурами подогрева и
окончательного нагрева и продолжительностью выдержки
прн закалке небольших цилиндрических образцов из стали
с содержанием не более 4% Сг, 2,5®/о Мо, 3% V и 2,5% W
[по Н. Schrader. Stahl u. Eisen, 64, 1944, S. 645—651]
держки в наименьшей степени; для них можно применять наиболее дли-
тельную выдержку. Стали с высоким содержанием углерода и ванадия
Рис. 675. Зависимость между продолжительностью выдерж-
ки при закалке, сечением образцов и условиями подогрева
для сталей и температур закалки, указанных в табл. 166
[по Stahl — Eisen — Werkstoffblatt, 320—53]
также практически нечувствительны к перегреву. Низколегированные
стали значительно более чувствительны к перегреву: они находятся у
нижней границы заштрихованной области на рис. 675.
ОХЛАЖДЕНИЕ среды
865
Для сокращения продолжительности выдержки при температурах
закалки инструменты нагревают с одним, двумя или тремя подогревами
(например, до 500; 850 и 1050° С, см. рис. 674). Зависимость между раз-
личными температурами подогрева (одноступенчатого) и продолжитель-
ностью выдержки при закалке показана на рис. 674; влияние двухсту-
пенчатого подогрева в сравнении с одноступенчатым — на рис. 675.
Предварительный подогрев оказывается особенно благоприятным для
изделий больших сечений. При обработке таких инструментов выдержку
не доводят до достижения закалочной температуры по всему сечению,
так как в этом случае перегреваются поверхностные слои, на которые
приходится режущая часть. Неполный прогрев имеет также то преиму-
щество, что сердцевина инструмента остается более вязкой.
у. Охлаждающие среды
Быстрорежущие стали при закалке обычно охлаждают в масле или
в горячих средах. Иногда для инструментов сложной формы, например
для фрез или наварного инструмента, в целях предупреждения образо-
вания трещин применяют охлаждение сжатым воздухом. Из рис. 676
сотого Bcjdyw
Тенпера/пура Ванны при стдпениатои занопне‘С
Рис 676. Влияние скорости охлаждения Рис. 677. Производительность резания быстрорежущей
при закалке на производительность реза- стали в зависимости от температуры выдержки при
ния быстрорежущей стали ступенчатой закалке
видно, что это снижает режущие свойства лишь немного. Охлаждение на
спокойном воздухе уже значительно снижает производительность.
Вследствие инертности превращения аустенита в быстрорежущих
сталях в интервале 400—600° С (см. рис. 665) для них в качестве ох-
лаждающих сред особенно пригодны расплавленные соли и свинец.
Поскольку частичное превращение в промежуточной области не вы-
зывает выделения карбидов, заметно влияющего на устойчивость про-
тив отпуска, можно использовать и эту область температур. Однако из
рис. 677 видно, что производительность значительно снижается, если
температуру ванны поднять выше 550° С, особенно в случае длительных
выдержек, так как в результате превращения в перлитной области вы-
деляются карбиды и ухудшается устойчивость против отпуска. Предпоч-
тительны охлаждающие ванны с температурой 500—550° С (см.
табл. 166). Для изотермической закалки с выдержкой в промежуточной
области (см. стр. 858) применяют соляные ванны с температурой
250—350° С. Обращение с соляными ваннами, имеющими такую темпе-
55 Э. Гу дремой, т. II
866
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
ратуру, небезопасно, так как при 'помещении в них раскаленных сталь-
ных деталей могут происходить сильное разъедание поверхности стали и
взрывы поэтому инструмент из быстрорежущих сталей перед перено-
сом в соль охлаждают в масле.
б. Отпуск
Выделение специальных карбидов в процессе отпуска при 540—
570° С, улучшающее 'Производительность резания, возможно лишь при
условии, если закалка производилась с нагревом до достаточно высокой
температуры. Влияние отпуска на продолжительность резания закален-
ной быстрорежущей стали характеризуют данные, приведенные
в табл. 172; эти данные свидетельствуют также об улучшении свойств
при повторном испытании, т. е. после вторичной заточки инструментов,
вследствие дополнительного отпуска, происходящего во время первого
испытания.
Таблица 172. Влияние отпуска на производительность резания
быстрорежущей стали*1
Сталь Химический состав, %
с Si Мп Сг W V Со
А Б ...... . 0,82 0,96 0,28 0,32 0,33 0,28 4,32 4,47 14,6 13,9 2,38 2,35 17,0
Термическая обработка Сталь А [скорость резания 1 2 м'мин) Сталь Б (скорость резания 16 ммин)
закалка отпуск °C твердость HRC продолжи тель- ность резания мин— сек*2 твердость HRC продолжитель- ность резания мин—сек*2
1-й опыт 2-й опыт 1-й опыт 2-й опыт
1280° С, масло 1280° С, масло 1280° С, свинец (350° С) 1280° С, свинец (350° С) 1280° С, свинец (500° С) 1280° С, свинец (500° С) ** К. Gebhard u. Н. 5 *2 Испытания производилис прочности 1 Гн'м2 (100 кГ/л 560 560 560 'chrader, ь при lm2); по; 64 64—65 61—62 64—65 64 64-65 Techn. Zb обработке jaqa 1,4 мм 28—55 49—05 38—80 67—40 38—00 48—21 I. prakt. улучшенн глубина 32—15 54-15 36—55 69—50 39—10 55—15 Metalibea ой хромог резания 61—62 65—66 62—63 66-67 64—65 66—67 rb„ 44, 193 икелевой с мм. 7—00 24—20 19—40 28—30 25—45 29—50 4, S. 462 галн с пр 10—50 28—50 21—25 29—40 33—40 38—55 —463. делом
Вообще стали, особенно имеющие повышенное количество остаточ-
ного аустенита, требуется подвергать многократному отпуску. Это спо-
собствует возможно более полному превращению остаточного аустенита
(см. стр. 203) и, кроме того, частичному распаду мартенсита.
Превращение остаточного аустенита в мартенсит можно также усилить
обработкой холодом после закалки или между отдельными операциями
отпуска. Указания на то, что обработка холодом повышает производи-
1 Автор не приводит состава солей; применение в нашей промышленности щелочных ванн
исключает указанные здесь опасения. Прим, перев.
ОТПУСК
867
тельность инструментов, не получили подтверждения. Так как быстрое
охлаждение до —80° С вызывает напряжения, то для инструментов слож-
ной формы обработка холодом
как наибольшая произво-
дительность резания до-
стигается после возможно
более полного превраще-
ния остаточного аустени-
та и отпуска превращен-
ной структуры, то обра-
ботка холодом не может
дать лучших результатов,
чем многократный от-
пуск 307).
При увеличении про-
должительности отпуска
(рис. 678) снижение твер-
дости при короткой вы-
держке вызывается рас-
падом мартенсита, а
дальнейшее возрастание
твердости — выделением
специальных карбидов;
этот эффект усиливается
мартенситным превраще-
нием остаточного аусте-
нита.
Устойчивость против
отпуска кобальтовых бы-
строрежущих сталей (см.
главу «Кобальт», стр.
945) несколько выше,
чем сталей без кобальта,
но также не выше 600° С.
При более высоких тем-
пературах коагуляция
карбидов протекает очень
быстро.
Поскольку произво-
дительность резания за-
висит от температуры,
развивающейся в режу-
щей кромке, то стойкость
представляет известную опасность. Так
Продолжительность отпуска
Рнс. 678. Влияние продолжительности отпуска на твердость
различных быстрорежущих сталей [по Н. Schrader. Harte-
rei-Techn.-Mitt, 3, 1944, S. 189—207]
время
Рис. 679. Изменение температур нагрева прн термической
обработке быстрорежущих сталей (схема) [по U7. Haufe.
Schnellstahle und ihre Warmebehandlung, Milnchen, 1951,
S. 114]
инструментов можно улучшить охлаждением их при резании.
На рис. 679 представлена схема закалки и отпуска быстрорежущих
сталей: нагрев до температур закалки е с четырьмя подогревами
307) Принципиально достаточно полное превращение остаточного аустенита и повышение
твердости стали может быть достигнуто и при однократном отпуске, продолжительность которо-
го равна суммарной продолжительности при многократном отпуске. Основной смысл многократ-
ного отпуска заключается в том, что при повторных нагревах отпускается также «вторичный»
мартенсит, полученный из остаточного аустенита после первого Отпуска; это дополнительно повы-
шает хрупкую прочность, а также пластичность н вязкость стали. Что касается обработки холо-
дом, то она способствует главным образом достижению повышенных механических свойств при
меньшем числе отпусков [18]. Поэтому применение ее обусловлено в основном экономическими со-
ображениями.
55*
868
ВАНАДИЕВЫЕ стали
(а, Ь, с, d); охлаждение при закалке в горячих средах f, h; однократный
или многократный отпуск t, k, I, т\ при этом нагрев до температуры
отпуска можно производить с двумя подогревами Z, k.
Таблица 173. Влияние твердости быстрорежущей стали
на стойкость резцов при обдирочной и чистовой обработке
Химический состав, % Твердость HRC Стойкость, мин, при обработке улучшенной хромони- келевой стали с пределом прочности 1 Гнм2 (100 кГ!мм*) для
с Сг w V обдирочной обработки (подача 1,4 мм, глубина резания 5 мм, скорость резания 14 ммин) чистовой обработки (подача 0,23 мм, глубина резания 1 мм, скорость резания 45 м мин)
1,14 4,2 12,3 4,3 64—65 57 63
1,32 4,5 13,2 4,3 66 56 97
е. Твердость
Наибольшая твердость, получаемая в быстрорежущих сталях после
закалки и отпуска, составляет 64—67 HRC. В кобальтовой стали можно
получить твердость 66—67 HRC, в то время как у стали с 2% V твер-
дость обычно приближается к нижнему пределу (64—65 HRC). Йз
табл. 173 видно, что у стали с 4% V при повышении содержания угле-
рода твердость может быть повышена до 66 HRCios>.
Очень высокая твердость во многих случаях нежелательна, особен-
но для инструментов с острыми гранями или с мелким зубом, например
для дисковых фрез, так как высокой твердости чаще всего сопутствует
низкая вязкость. Высокая твердость полезна, если при резании инстру-
мент подвергается главным образом истирающему воздействию (напри-
мер, при чистовой обработке или при нарезании резьбы). Из табл. 173
видно, что при обдирке небольшие различия в твердости не имеют су-
щественного значения, тогда как при чистовой обработке повышение
твердости инструмента заметно увеличивает стойкость.
Сочетание повышенной вязкости и большой износоустойчивости до-
стигается поверхностной обработкой, которая уменьшает трение между
стружкой и инструментом. Для этой цели применяют твердое хромиро-
вание1; оксидирование поверхности2; отпуск в атмосфере водяного
пара, создающий тонкую и прочную оксидную пленку; особенно циани-
рование. Однако газовое цианирование при 500° С с применением ам-
миака может легко создать излишне высокое содержание азота в по-
верхностном слое, вследствие чего этот слой становится хрупким и вы-
крашивается. Лучшие результаты достигаются при цианировании
в жидких средах 3. Эта обработка выполняется или в процессе самого
отпуска при 550—560° С, или дополнительно после отпуска при 500° С.
При этом твердость повышается только на поверхности. После новой
заточки цианирование почти всегда следует повторять. Поэтому циани- * 1 2
30S) В США было сообщено [58] о новой быстрорежущей стали с твердостью больше 70 HRC,
-представляющей собой модификацию американской стали Ml и обозначаемом М42. Ее состав ко
леблется в узких пределах, в среднем это J,08fl/» С; 1,5% W; 9,5% Мо, 3,75% Сг; 1,15% V н 8,0% Со.
Для достижения указанной твердости и высокой стойкости в работе сталь требует закалкн
< 1200° С в соляной ванне н последующего четыоехкратного отпуска прн 525° С.
1 См., например» R. С. Gibbons. Steel, 12, 1945, р. 112—113 и. 150—157 и. Iron Age, 1947,
р. 51—53; Н. Schallbrach и W Htelscher L VD1. 88. 1944, S 321—326, И Bolster и. W. Lemcke.
Techn Zbl. prakt Metallbearb., 52, 1912, N %, S 23—27.
2 F L Spangler. Materials and Methods, 29, 1949, Mai, p. 56—58.
8 См. также H. Schrader. Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 681—686.
вязкость
869
рование не повышает существенно стойкости при обдирочной обработке
(табл. 174), тогда как продолжительность резания при чистовой обра-
ботке значительно возрастает. При легировании быстрорежущей стали
алюминием в количестве до 1 % влияние цианирования усиливается
(см. рис. 659).
Таблица 174. Влияние отпуска в цианистой ванне
на производительность резания быстрорежущей стали
Химический состав, /о Стойкость, мип, при обработке улучшен- ной хромоникелевой стали с пределом прочности I Гнм2 (100 кГ/лш2) для
с Сг W Мо V Термическая обработка Твердей* ть поверхнос ги1 обдирочной обработ- ки (подача 1,4 мм, глубина 5 мм, ско- рость резания 14 м'мин) чистовой обработки (подача 0,23 мм, глубина 5 мм, ско- рость резания 45 м'мин)
0,75 1.0 0,75 4,5 4,5 4,5 10,5 2,5 2,2 0,7 2,5 8,1 1,5 2,5 1,2 Нормальная закалка и отпуск После нормальной за- калки, отпуск в цианис- той ванне в течение 10 ч при 500° С Нормальная закалка и отпуск После нормальной за- калки, отпуск в цианис- той ванне в течение 10 ч при 500° С Нормальная закалка и отпуск После нормальной за- калки, отпуск в цианис- той ванне в течение 10 ч при 500° С 810—825 1197—1225 810—825 1197—1225 891—908 1225—1253 32 35 47 51 30 32 52 78 46 77 47 80
Нагрузка 50 н (5 кг).
Вязкость
Вязкость быстрорежущей стали зависит от содержания легирую-
щих элементов и термической обработки. Особенно вязкой является
сталь, содержащая около 22% W. Поведение быстрорежущей стали при
работе с ударами выявляется при обработке с большой скоростью ре-
зания валов с канавками ’. Эти испытания (рис. 680) показывают, что
при уменьшении содержания вольфрама до 10% вязкость снижается. Наи-
большей чувствительностью обладает молибденовая сталь без вольфра-
1 Для сравнения вязкости лучше всего сопоставлять производительность при обработке глад-
ких валов и валов с канавками. Стойкость при обработке валов с канавками может сама по себе
служить мерилом, если подобрать скорость резання таким образом, чтобы стойкость всех иссле-
дуемых сталей при обработке гладких валов была одинаковой. Техника испытаний, однако, очень
сложна.
лшч ‘л°/.г‘1 'ои мггг'лгМг'ои’А м/л'и'лхгетоих
%S'V%zyr^SL‘^2‘mOSr7'3t9ffOVl'0^%SZ‘7‘3X6lO
Eg.®
2
X
Отношение производительности резания
валов с лановюми к производительности
резания гладких валов, %
Стойкость, нин
Р'о
1 с
&?9
х
Л)
X
X
л
= "Й
75 w. s
Р ВД Й
о Ю 2
"§.§?
Я» X д;
sil§
>О S
=
Г Р
ЬЭч® 45
fe? ЗС я р
- 3|
и3|
а-я ®
ОБРАБОТКА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
877
Рис. 682. Ударная вязкость быстрорежущих сталей
при комнатной температуре (состав сталей указан
в табл. 166) [по 6. Hoch. Technica, 4, 1955, Н. 2,
р. 45—50]
ма или с 2—5% W. Сталь с 10% Со несколько более вязка, чем сталь
без кобальта (рис. 680). У молибденовой стали вязкость можно улуч-
шить, вводя небольшое количество титана совместно с азотом; при этом
уменьшается чувствительность к перегреву при закалке. Другим мето-
дом улучшения вязкости является снижение температуры закалки с 1250
до 1200° С (рис. 681) ’.
Примерно так же влияет при
сохранении повышенных темпе-
ратур закалки увеличение продол-
жительности отпуска до 5 ч. Для
приведенных условий испытания
после такого отпуска удается по-
лучить в молибденовой стали
примерно такие же свойства, как
и в стали с 18% W. Для более
хрупкой стали с 10% W указан-
ные изменения режима термиче-
ской обработки не_дали резуль-
тата (рис. 681).
данных испытаний
ками, результаты
ударной вязкости
ют о том, что
В отличие от
валов с канав-
определения
свидетельству-
молибденовые
быстрорежущие стали имеют зна-
чительно лучшую вязкость, чем вольфрамовые (рис. 682). Все статиче-
ские или динамические испытания образцов на кручение и удар вообще
обнаруживают большой разброс данных, что затрудняет надежную
оценку результатов * 309).
д. Горячая механическая
и термическая обработка быстрорежущей стали
Горячая механическая обработка. Быстрорежущие стали следует
ковать особенно тщательно, так как при ковке раздробляются карбиды
ледебурита. Кроме того, требующиеся из-за плохой теплопроводности
стали длительный нагрев и длительная выдержка при температурах ков-
ки способствуют гомогенизации твердого раствора. В литературе часто
встречаются указания на то, что для достижения наивысшей производи-
тельности инструмента карбидная сетка должна быть возможно мельче
раздроблена. Этот взгляд нуждается в уточнении, так как в отношении
сопротивления износу ледебуритная сетка наиболее благоприятна; вслед-
1 При рассмотрении рис. 681 необходимо иметь в виду, что штрих-пунктирная линия, про-
веденная на диаграмме параллельно оси абсцисс, указывает стойкость стали, взятой для срав-
нения и прошедшей параллельные испытания; эта сталь была закалена только по одному режиму
(1280° С, масло) и отпущена также по одному режиму (550° С, 1 ч).
309> Кроме вязкости, важное значение для инструментов из быстрорежущей стали имеют проч-
ность и пластичность. Вследствие сравнительно низкого содержания углерода в мартенсите и зна-
чительного упрочнения легированного феррита при закалке быстрорежущая сталь после закалки
и отпуска может обладать высокой прочностью при повышенной пластичности. Однако повышен-
ная прочность, как правило, несовместима с максимальной красностойкостью, так как последняя
достигается после закалки с таких высоких температур, когда прочность н пластичность уже резко
падают из-за укрупнения зерна. Поэтому рекомендуют закаливать инструменты, которые прежде
временно выходят из строя из-за поломки или выкрашивания режущей кромки, с пониженных
температур при большей продолжительности выдержки (см. доп. 306> на стр. 863), хотя это и со-
пряжено с некоторым ухудшением красностойкости [18, 57]. Без ущерба для красностойкости проч-
ность (и вязкость) быстрорежущей стали можно повысить путем низкотемпературной термомеха-
нической обработки (деформирование переохлажденного аустенита на 15% при 550° С перед закал-
кой в масле) [59].
872
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Рис. 683. Неоднородность структу-
ры закаленной быстрорежущей ста-
ли вблизи от участков с карбид-
ной ликвацией. X 100
ствие этого литая структура должна обеспечивать максимальную изно-
соустойчивость. Это свойство можно выгодно использовать при изго-
товлении инструментов небольшого сечения методами прецизионного
и центробежного литья. В этих случаях образуется достаточно тонкая
и однородная литая структура и недостатки, обычно свойственные ли-
тому состоянию, оказываются менее существенными. В более крупных
отливках основная масса не приобретает однородной твердости при
закалке, что связано с неравномерным распределением карбидов
(рис. 683) и невозможностью устранить неоднородности, связанные
с дендритной кристаллизацией. Главным
недостатком литой стали является ее боль-
шая хрупкость и наличие неустранимых
мелких пор.
Значительного изменения производитель-
ности резания при увеличении обжатия и
степени раздробления карбидов не наблю-
дается (табл. 175). Однако крупные карби-
ды опасны, например при изготовлении ин-
струментов с тонкой режущей кромкой.
Приводимые иногда в литературе сообще-
ния, что производительность резания улуч-
шается с увеличением степени уковки ста-
ли, объясняются гомогенизацией твердого
раствора и образованием на небольших се-
чениях более тонкой структуры, облегчаю-
щей получение лучших свойств после за-
калки, а не степенью уковки. Много раз
предпринимались попытки использовать по-
определения карбидной ликвации и опенки
эффективности ковки быстрорежущей стали Однако полосчатость,
строго говоря, может определять сталь только одной марки, одинаково
изготовленную и исследованную в одинаковых сечениях.
лосчатость структуры для
Таблица 175. Производительность резания быстрорежущей стали
(0t75% С; 4,2% Сг; 14,3% W; 2,3% V) с разной степенью обжатия при ковке
Размеры MM Степень обжатия Стойкость до затупления при токарной обработке улучшен- ной хромоникелевой стали с пределом прочности 1 Гнм2 (100 кГ мм2); подача 1.4 мм, глубина резания 5 мм, скорость резания 14 ммин
пределы стойкости среднее из четырех испытаний
210 (диам.) 105x105 59x59 42x42 29x29 Литое состояние 3-кратное 10-кратное 20-кратное 41-кратное 7 мин. 55 сек.— 10 мин. 20 сек. 9 мин. 00 сек. — 12 мин. 10 сек. 3 мин. 45 сек. — 14 мин. 05 сек. 8 мин. 40 сек.— 12 мин. 05 сек. 9 мин. 55 сек.— 15 мин. 15 сек. 9 мин. 30 сек. 11 мин. 12 мин. 10 мин. 20 сек. 12 мин. 35 сек.
Для получения вполне достаточной уковки быстрорежущей стали
крупные инструменты, например фрезы диаметром 200—250 мм, целесо-
1 Tiergarten. Gefiigerichtreihen im Dienste der Werkstoffpriifung. Berlin, 1940; W Haufe.
Schnellstahle und ihre Warmebehandllung. Miinchen, 1951; К. H. Twele. Gefiigeatlas der Schnell stable,
Berlin, 1952.
ОБРАБОТКА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
873
образно изготовлять по возможности не из длинных штанг, а из индиви-
дуальных заготовок. Применение длинных штанг выгодно для механи-
ческой обработки, так как позволяет нарезать различные заготовки
требуемой длины, но имеет тот недостаток, что для достижения необхо-
димой степени обжатия приходится ковать большие слитки со значи-
тельной ликвацией и крупными скоплениями карбидов. Кроме того, все-
стороннее обжатие, высадка и осадка в этом случае исключаются из-за
большой длины штанг. Ковку по трем осям, позволяющую создать рав-
номерную структуру, удается выполнить только в редчайших слу-
чаях.
Вследствие высокого сопротивления быстрорежущей стали дефор-
мированию возможны случаи, когда в крупных слитках деформация не
распространяется по всему сечению; сердцевина их остается менее де-
формированной, чем поверхностные слои, что вызывает образование
значительных напряжений и создает опасность возникновения трещин.
В этом отношении четырехгранные слитки имеют то преимущество пе-
ред круглыми, что они уже с самого начала ковки претерпевают дефор-
мацию на большей поверхности. Это позволяет деформировать металл
на значительно большую глубину. При ковке небольшой поверхности
слабыми ударами молота (поверхностная ковка) легко образуются внут-
ренние расслои.
Уменьшение содержания легирующих элементов улучшает способ-
ность к формоизменению310). Температура начала ковки литой стали,
содержащей ликвационные участки с более низкими температурами
плавления, должна быть несколько ниже (около 1100°С), чем предва-
рительно прокованной (до 1150° С). Особенно тщательно надо наблю-
дать за температурой ковки быстрорежущей стали с высоким содержа-
нием углерода и ванадия, так как в ней большое количество низкоплав-
кой эвтектики.
Особенности термической обработки. Оптимальные температуры
закалки быстрорежущей стали лежат близко к точке плавления, где
диффузия ускоряется настолько, что при доступе кислорода может лег-
ко произойти значительное обезуглероживание.
Окалинообразование, обезуглероживание и науглероживание. Глу-
бокого проникновения окалины в поверхностный слой, к которому склон-
ны стали, содержащие лишь молибден (рис. 641), не наблюдается
в быстрорежущих сталях, содержащих наряду с молибденом вольфрам.
Неблагоприятное влияние вольфрама на окалиностойкость обнаружи-
вается при высоких температурах и в быстрорежущей стали. Как вид-
но из рис. 684, стали, содержащие молибден, при нагреве до 950° С окис-
ляются сильнее, чем высоковольфрамовые стали, которые значительно
окисляются при 1100—1200° С. Характерно, что если на молибденовой
стали остается окалина, образовавшаяся при прокатке, то сталь окис-
ляется значительно сильнее, чем в случае светлой протравленной или
обработанной поверхности. Это связано с тем, что при окислении воз-
растает содержание молибдена под окисной пленкой и возникает ха-
рактерный молибденовый «дымок»; он способствует откалыванию и от-
скакиванию окалины, а тем самым и дальнейшему развитию окисления.
3!0) Еще важнее то обстоятельство, что уменьшение содержания легирующих элементов (в
частности, вольфрама) и, следовательно, количества не переходящих в раствор карбидов умень-
шает карбидную неоднородность, ухудшающую многие свойства быстрорежущей стали, главным
образом технологические и механические (в том числе износостойкость). Карбидная неоднород-
ность снижается также при большей степени уковки слитка, что, однако, не всегда достижимо,
особенно если заготовка предназначена для инструментов большого диаметра.
874
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Кроме окисления, существенное значение имеет обезуглерожива-
ние, так как оно сильно влияет на режущие свойства.
После длительного нагрева при 1200° С обнаруживается увеличение
толщины обезуглероженного поверхностного слоя в быстрорежущей ста-
ли при повышении содержания молибдена. Однако и в вольфрамовой
стали поверхностное обезуглероживание непрерывно возрастает с уве-
личением количества вольфрама. Вследствие этого поверхностное обез-
углероживание вольфрамовой быстрорежущей стали с 18% W и 1% V
лишь незначительно меньше того, которое обнаруживается в низколеги-
рованной молибденовой стали с 2,4% Мо. Структура наружной зоны
Температура нагрева °C
Рис. 684. Окисление быстрорежущих сталей различного состава в зависимости от температуры на-
грева и атмосферы печи (слева — газовая печь; справа — электрическая муфельная с воздушной
атмосферой)
обезуглероженного слоя молибденовой стали состоит из феррита и со-
единения Fe3Mo2 или Fe7Mo6 (е-фаза в системе Fe — Мо; см. рис. 603);
в вольфрамовой стали образуются вольфрамиды. Большое количество
вольфрамидов, особенно в переходной зоне, и их внешнее сходство
с карбидами может маскировать наличие обезуглероживания и даже
вызвать предположение о науглероживании (рис. 685). Однако обезуг-
лероживание можно установить по низкому содержанию углерода в по-
верхностной зоне. Следствием обезуглероживания является значитель-
ная чувствительность быстрорежущих сталей к образованию закалочных
трещин, которые возникают даже тогда, когда обезуглероживание едва
выявляется по структуре стали и обнаруживается только после закалки
по несколько пониженной твердости на поверхности, например 58—
60 HRC вместо 64—65 HRC в середине. После удаления небольшого по-
верхностного слоя удается произвести закалку без образования трещин.
Закалочные трещины были вызваны искусственно путем обезуглерожи-
вания на быстрорежущей стали с 18% W и 1% V. Высокая чувствитель-
ность к трещинам вследствие обезуглероживания объясняется образо-
ванием б-феррита в поверхностном слое при температуре закалки.
ОБРАБОТКА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
875
Вследствие этого объемные изменения в этом слое при охлаждении
меньше, чем в сердцевине, и в нем возникают растягивающие напряже-
ния, к которым добавляются еще напряжения, вызванные перепадом
температур от поверхности к сердцевине.
Так как последующее шлифование всех рабочих поверхностей, осо-
бенно в инструментах сложной формы, например в фрезах, практически
невозможно, обезуглероженный инструмент из быстрорежущей стали
отличается низкой производительностью. Можно было бы нагревать
инструмент в цементационном порошке или в древесном угле и защи-
тить его таким образом от доступа воздуха. Однако в этом случае вслед-
ствие высокой скорости диффузии углерода при ~1200°С происходит
науглероживание, которое ведет к отслаиванию цементованного слоя
Рис. 685. Структура поверхностного
обезуглероженного слоя быстрорежу-
щей стали с 18% W; 4% Сг; 1,1% V.
X 100 [по Е. Houdremont u. И. Schra-
der. Techn. Mitt. Krupp, 5, 1937, S. 227—
239]:
a — сердцевина, 0,75% С: б — поверх-
ность, 0,32% C
Рис. 686. Отслаивание поверх-
ностного слоя фрезы из быстро-
режущей стали вследствие обез-
углероживания. X 0,25
Рис. 687. Спиральное
сверло с «сосулька-
ми» X 1
(рис. 686) или к образованию мягкого слоя на поверхности из-за боль-
шого количества остаточного аустенита. Кроме того, в результате на-
углероживания температура плавления понижается столь сильно, что
может произойти местное оплавление поверхности (практики-калиль-
щики говорят при этом, что сталь «потеет»). Науглероживание наблю-
дается также в соляных ваннах при применении графитовых тиглей.
На рис. 687 показано спиральное сверло с наплывами-каплями, в кото-
рых содержание углерода достигало 4,2% вместо 0,75% в исходном
состоянии.
Чувствительность к отжигу. Быстрорежущие стали, как п простые
вольфрамовые (см. стр. 751) также чувствительны к чрезмерно дли-
тельному отжигу, после которого производительность резания снижает-
ся. Такое снижение может произойти уже в случае отжига в течение
10 ч, при 850—880° С, особенно с последующим медленным охлаждени-
ем (с печью). Объясняется это тем, что образующиеся в первую очередь
карбиды промежуточного типа, например Л42зС6, при нагреве под закал-
ку легко переходящие в раствор, при длительном отжиге превращаются
в стабильные карбиды (например, А46С или VC). Эти карбиды растворя-
ются лишь при более высоких температурах или длительных выдерж-
876
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
ках (рис. 668). Остается невыясненным, образуется ли при такой дли-
тельной выдержке в высоковольфрамовой стали карбид WC и задер-
живается ли его образование присутствием хрома в стали 1>311>.
Из рис. 688 видно, что во всех низковольфрамовых сталях, содер-
жащих молибден, производительность резания даже в результате очень
длительного отжига понизилась не более чем на 10%, т. е. немного. Ме-
нее благоприятные результаты показала высокомолибденовая сталь,
однако снижение производительности и для нее составило не более 15%.
В то же время в вольфрамовой стали при наиболее длительном отжиге
оно достигало 30—40%. Так как все быстрорежущие стали во время
обработки в зависимости от обстоятельств подвергаются отжигу много
Продолжительность отжига, ч
Рис. 688. Изменение производительности резания быстрорежущих сталей различного
состава в зависимости от продолжительности отжига перед закалкой [по Е. Но-
udremoni u. Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp, 5, 1937, S. 227—239]
раз, необходимо избегать слишком длительных выдержек и высоких
температур отжига. Снижение производительности резания можно также
наблюдать в тех случаях, когда вольфрам или ванадий добавляют в ви-
де высокоуглеродистых ферросплавов, особенно в виде отходов твердых
сплавов, и полное растворение карбидов при плавке и обычном пере-
греве жидкого металла не может быть обеспечено. Такое ухудшение
особенно заметно, если сталь перед закалкой подвергали отжигу (см.
стр. 770).
Быстрорежущую сталь можно деформировать в холодном состоя-
нии волочением, прокаткой или загибкой (например, при разводке зубь-
ев пилы) при условии, если она не только мягкая, но и вязкая и способ-
1 См. К. Као. J. Iron Sicel Inst., 174, 1953, р. 223—228
зп> Как уже отмечалось выше (доп. 302) на стр. 859) в быстрорежущей стали карбида WC до
сих пор не наблюдали. Поэтому чувствительность к отжигу («порча») быстрорежущей стали с еще
большей вероятностью, чем порча вольфрамовой магнитной и низколегированной инструменталь-
ной стали (см. доп. 253) на стр. 770), может быть объяснена коагуляцией карбидов прн длитель-
ном отжиге, что несколько уменьшает количество карбидов, переходящих в раствор при закалке.
Меньшая подверженность порче молибденовых быстрорежущих сталей может объясняться тем,
что скоагулированиые карбиды в этих сталях легче переходят в раствор, чем в вольфрамовых [5].
Следует заметить, что в исследовании [61] явление порчи у разных быстрорежущих сталей вообще
не наблюдалось даже после очень длительного отжига (в интервале от 750 до 900° С). Однако
позже было показано [149], что сталь Р18 подвержена порче, причем причина ее заключается в
коагуляции карбидов.
ОБРАБОТКА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ
877
на воспринимать пластическую деформацию. В результате обычного
отжига при 850—900° С с последующим медленным охлаждением в печи
достигается наиболее низкая твердость. Вязкость, однако, может быть
повышена вторичным нагревом при 700—750° С с последующим быстрым
охлаждением на воздухе или же для более крупных заготовок, например
фильер для протяжки проволоки,— в воде. Улучшение, которое создает
эта термическая обработка, называемая «карбидным отжигом», основа-
но на том |>2, что вторичные карбиды, 'выделившиеся при охлаждении
с температур, лежащих выше интервала превращения, и распределив-
шиеся в виде мелких включений в основной массе, при вторичном на-
греве ниже интервала превращения отлагаются на первичных карбидах.
Это вызывает более сильную коагуляцию карбидов, часто связанную со
снижением твердости. Кроме того, могут при этом предупреждаться
или подавляться процессы, которые протекают при более длительной
выдержке в области температур выделения специальных карбидов
(500—600° С) и увеличивают хрупкость.
Чувствительность к перегреву. Как было указано на стр. 863, чув-
ствительность к перегреву возрастает с уменьшением содержания воль-
фрама, что следует принимать во внимание при выборе температур за-
калки. Наблюдение перегрева по появлению в структуре признаков
оплавления (см. рис. 671) показывает, что в стали с содержанием более
14% W начало оплавления чаще всего обнаруживается только в еди-
ничных участках. В структуре же других сталей, особенно высокомолиб-
деновых, после перехода верхнего предела температуры закалки возни-
кает сразу значительное количество вновь образовавшегося ледебурита.
Таким образом, у этих сталей четырехфазная перитектическая область,
по-видимому, менее вытянута, чем у высоковольфрамовых (см. рис. 661).
С повышением температуры перегрева увеличивается также доля струк-
туры, превращающейся в б-феррит. Поэтому необходимо точно соблю-
дать температуру закалки312). Производительность молибденовых ста-
лей, так же как и вольфрамовых, возрастает с повышением температур
закалки до некоторого предела (см. рис. 670). Наиболее целесообразной
температурой отпуска для молибденовых сталей является также 530—
570° С, как это показано в табл. 166.
Оборудование для термической обработки. Для нагрева под закал-
ку быстрорежущих сталей применяют муфельные печи и прежде всего
соляные ванны. В обоих случаях инструменты, по крайней мере круп-
ные, целесообразно медленно подогревать, обеспечивая полный прогрев
при 850—900° С, а после этого возможно более короткую выдержку при
высоких температурах, достаточную, однако, для перевода в раствор
требуемого количества карбидов. Общего правила при этом установить
нельзя, так как продолжительность нагрева зависит от диаметра и фор-
мы изделия (см. рис. 674 и 675) 3,3). Обычно применяют двухступенча-
тый, а для инструментов тонкой или очень сложной формы и трехступен-
чатый подогрев (см. рис. 679). Это обеспечивает более равномерный
нагрев и позволяет более точно определить продолжительность и темпе-
ратуру окончательного нагрева. В таком случае для сложных и круп-
ных инструментов надежно устраняется опасность образования трещин.
1 R. Hohage u. R. Rollett. Arch. Eisenhiittenw., 3, 1929—1930, S. 233—239.
2 E. И. Малинкина. Станки и инструменты, 1950, № 2, стр. 21—23.
3|2> См. доп 303> на стр. 860 и доп. на стр. 871).
э,3> Как уже было отмечено выше (доп. 30е) на стр 863), продолжительность выдержки,
необходимая для растворения карбидов, от диаметра и формы изделия не зависит.
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
878
В качестве среды для нагрева до высоких температур чаще всего
применяют хлористый барий (см. табл. 28). Обезуглероживание стара-
ются предотвратить путем добавки древесного угля или лучше буры.
Лучше всего применять соляные ванны с электрическим обогревом,
в которых сама соль служит сопротивлением, а тигель изготовлен из
огнеупорного материала (корунда). При применении соляных ванн
с другим источником обогрева трудно подобрать материалы для тигля.
В частности, при наружном обогреве нельзя применять тигли из огне-
упорного материала из-за их малой термостойкости. Лучшие результа-
ты достигаются при использовании тиглей из мягкого железа, которое,
однако, быстро окисляется, или из графита, который нежелателен из-за
возможного науглероживания. Жароупорная сталь при температурах
порядка 1300° С быстро разъедается расплавленной солью.
При нагреве в муфельных печах после предварительного прогрева
при 850—900° С инструмент посыпают бурой, а затем нагревают его до
температур закалки, или с самого начала укладывают в ящик с двой-
ной крышкой. Зазор между крышками засыпают древесным углем или
чугунной стружкой для поглощения кислорода. Одновременно предот-
вращается и науглероживание, которое может происходить при непо-
средственной упаковке изделия в древесный уголь или цементационный
порошок. При нагреве в муфельных печах надо также учитывать терми-
ческую эффективность печной атмосферы. Последняя определяет ско-
рость нагрева стального изделия. Например, при избытке газов, содержа-
щих окись углерода, требуется больше времени для нагрева. Таким об-
разом, при одинаковой продолжительности выдержки в печи нагрев
в атмосфере, богатой углекислотой, происходит быстрее, и поэтому та
часть времени, которая падает на выдержку при высоких температурах,
относительно больше Поэтому понижение доли окиси углерода и по-
вышение содержания углекислоты при той же общей продолжительно-
сти нагрева создают повышенную опасность перегрева.
Охлаждение при закалке производят в масле, керосине или в струе
сжатого воздуха (см. стр. 865). Последний способ охлаждения обла-
дает тем преимуществом, что позволяет получить при закалке очень
сложных фрез с глубоким зубом значительно меньше брака по тре-
щинам.
В качестве горячих сред закалки используют свинцовые или соля-
ные ванны с температурой 500—550° С, изделие в них выдерживают до
выравнивания температуры. Излишне длительная выдержка или нагрев
до более высокой температуры могут привести к снижению режущих
свойств вследствие выделения карбидов из аустенита и начала образо-
вания перлита. Ванна должна быть сравнительно большой, в противном
случае она будет разогреваться за счет тепла, вносимого нагретым ин-
струментом. При большой производительности ванны необходимо пре-
дусматривать устройства для ее охлаждения. Для изотермической за-
калки применяют соляные ванны с температурой 250—350° С (см.
стр. 865). Дальнейшее резкое охлаждение из горячей среды может
вызвать появление трещин в инструменте сложной формы.
Отпуск быстрорежущих сталей целесообразно производить в соля-
ной или металлической ванне. Для низколегированной стали понижен-
ной производительности, качество которой при высоком отпуске не улуч-
шается, ограничиваются нагревом не выше 250° С для снятия напряже-
1 I Р. Gill Trans Amer. Soc Met., 24, 1936, p. 735-782.
РЕЖУЩИЕ СПЛАВЫ
879
ний. Для этой цели наиболее подходящими являются масляные ванны.
В отдельных случаях сложные тонкие и длинные инструменты, напри-
мер метчики, отпускают при 300° С, чтобы достигнуть большей вязкости.
При этом приходится идти на некоторое снижение производительности.
Для отпуска при температурах 530—580° С, точное соблюдение ко-
торых имеет исключительное значение, требуются соляные или свинцо-
вые ванны. Продолжительность выдержки при этих температурах от-
пуска должна назначаться с учетом протекания процесса выделения
карбидов ’.
4. Режущие сплавы (стеллиты, твердые сплавы
и дисперсионно твердеющие сплавы)
Наиболее высоколегированные быстрорежущие стали уступают по
производительности резания стеллитам и твердым сплавам. Хотя эти
сплавы не относятся к сталям, так как они или вообще не содержат или
же содержат мало железа, тем не менее их необходимо рассматривать
как материалы, завершающие долголетнее развитие легированных ин-
струментальных сталей.
а. Стеллиты
Стеллиты, разработка которых связана с именем Хайнеса (1907 г.),
являются углеродсодержащими литыми сплавами, состоящими в основ-
ном из кобальта и нескольких металлов группы хрома — хрома, воль-
фрама, молибдена. Они имеют в общем аустенитную структуру с вы-
соким содержанием карбидов.
Химический состав стеллитов, применяемых для режущих инстру-
ментов, колеблется в сравнительно широких пределах, а именно:
2—4% С; 25—33% Сг; 10—25% W; 35—55% Со; 0—10% Fe.
Кобальт может быть частично заменен никелем. Химический состав
некоторых наиболее широко применяемых стеллитов и литых твердых
сплавов приведен в табл. 176. Содержание в этих сплавах железа по
возможности не должно превышать 10% (табл. 177). В пределах 10%
можно повышать содержание железа без существенного изменения
стойкости, если при этом увеличивать содержание вольфрама. Значи-
тельное повышение производительности достигается при добавке тита-
на, ванадия, тантала и ниобия (табл. 177). Введение в стеллиты,
например, ванадия позволяет получить вполне приемлемую производи-
тельность резания даже при высоком содержании железа. Стеллиты
применяют в форме пластинок, напаиваемых на режущий инструмент
или наплавляемых пламенем газовой горелки. Сплавы, применяемые для
наплавки, должны содержать несколько меньше углерода, так как они
поглощают его из газового пламени. После наплавки термическая обра-
ботка не производится. Твердость стеллитов в литом состоянии находит-
ся в пределах 55—62 HRC.
Литые стеллиты сравнительно хрупки. Уменьшая количество угле-
рода и вольфрама, можно сделать их ковкими и вязкими. Примерный
’Специальный обзор быстрорежущих сталей с подробным перечнем литературы дают
w. Haufe. Schnellstahle und ihre Warmebehandlung, Miinfen, 1951, u. S. G. Cope. Metal Treatm.
Drop. Forgg., 21, 1954, p. 3—10; 67—74; 123-130; 137, 183-190, 225-233; 295-302; 343-347; 365-368.
См. также русский перевод /С. А. Малининой псд ред. А. 17. Гуляева; С. Г. Коп. Термическая об-
работка быстрорежущей стали. Металлургиздат, 1956. Прнм. перев.
880
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Таблица 176. Химический состав наиболее широко применяемых
литейных режущих сплавов
Обозначение Химический состав1, %
С Сг W Со Мп Ni Мо V Nb
Стеллиты
Оригинальный стел-
ЛИТ 1,5—3,0 15—35 10—25 40—55 .— —— -— — .—
Персит 2,5—3,0 28 21 48 — — — — —
Акрит 2,5—3,0 30 16 38 — 10 4 — —
Цельзит 2,8 25 31 — — 0,6 —
Литинит 3 45 17 0,5 1,о —- 0,5 —- ——
Стеллемонт 2,5 19 33 44 — — — —. —
Литые твердые сплавы
Вэтомит 4 — 93 — — — 2 — —
Мирамонт 2 — 55 — — — 20 — 15
Бориум 4 94 .—- — —— — _— —
Арбит 4—5 3 92 — — — 2 — —
Торан 4 — 92 — — — — — 4
1 Остальное железо.
Таблица 177. Влияние химического состава (особенно содержания железа)
на режущие свйства стеллитов
Химический состав % Продолжительность резания, мин, при обработке улучшенной хромоникелевой стали с пределом прочности 1 Гн м2 (100 кГ/мм2); подача 1,4 мм, глубина резания 5 мм при скорости резания, м'мин'.
с Сг W Со V Та Ti Nb Fe (при- мерно) 17 20 22 25 27
2,8 25,6 13,0 53,9 — 2 _ 48 33 9
2,7 28,3 19,4 42,3 — — — — 8 — 52 33 12 -—-
2,8 29,2 19,1 24,6 — —. .— — 24 2 — —
2,4 28,7 18,8 41,7 -— — 1,7 — 6 .— —- 66 39 17
2,4 29,9 18,8 39,7 — 1,2 — 2,8 4 — — 162 78 43
2,7 27,8 18,7 42,2 5,5 -— — — 3 — — 150 72 41
3,0 29,1 18,4 32,6 5,5 — -— -— 13 — — 68 42 26
2,9 27,4 19,2 5ыстр( 22,2 )режу1 5,5 пая с таль с 1Е % с 23 0 32 6 63 35 12
состав ковкого стеллита: 1,2% С; 2% Si; 25% Сг; 4% W и 60% Со.
У таких стеллитов твердость лежит в пределах 40—45 HRC, что вполне
удовлетворяет требованиям к инструменту для горячих работ. По срав-
нению с инструментальной сталью для горячих работ они обладают
значительно более высокой износоустойчивостью и очень высокой теп-
лоустойчивостью (рис. 689). Благодаря этому, а также стойкости против
коррозии, эрозии и окисления эти сплавы используют в качестве на-
плавочных для деталей, подвергающихся особенно высокому износу,
РЕЖУЩИЕ СПЛАВЫ
881
например кромки клапанных тарелок, головки штоков и седел выхлоп-
ных клапанов, а также вентили и задвижки для перегретого пара, мат-
рицы проволочных прессов, рабочие поверхности измерительного инст-
румента и т. п. Во всех этих случаях достаточна более низкая твердость
(40—50 HRC), чем для режущих сплавов. Особой областью применения
являются долота буров для бурения горных пород; при этом в наплав-
ляемый стеллитовый слой вводят частицы твердого сплава, например
видна, для повышения износоустойчивости. Характеристика стеллитов
для наплавки дана в табл. 178. В сплавах для наплавки содержание
вольфрама и кобальта можно значительно понижать по сравнению со
стеллитами для режущих инст-
рументов. Во многих случаях
можно даже использовать
сплав с 28% Сг, но без кобаль-
та и вольфрама. Устойчивость
против отпуска можно повы-
сить при добавке 1—4% Мо.
Устойчивость против окисления
мало изменяется при уменьше-
нии содержания кобальта за
счет железа. Сплав с 12% Сг
должен подвергаться закалке
после наплавки. Надо также
указать, что аустенит в спла-
вах с менее 30% Со не полно-
стью устойчив и при охлажде-
нии с высоких температур ча-
стично распадается. Это обсто-
ятельство, связанное с увели-
чением объема, в общем не
ведет к вредным последствиям,
если наплавленный слой рабо-
тает только при низких темпе-
Температура, испытания на растяжение,°C
Рис 689 Механические свойства кованого стеллита
(1.5% С, 3% Si, 63% Со, 25% Сг, 4% W) при повы*
шейных температурах
ратурах или не подвергается частым температурным изменениям. Однако
выпускные клапаны двигателей внутреннего сгорания претерпевают рез-
кие изменения температуры, поэтому для них желательно применять
сплавы с устойчивым аустенитом. При циклических изменениях темпе-
ратуры высокое содержание углерода повышает чувствительность к об-
разованию трещин.
Для улучшения сцепления между основным металлом и наплавлен-
ным слоем и уменьшения чувствительности к образованию трещин часто
наплавляют промежуточный слой из аустенитной стали, содержащей
18% Сг и 10% Ni.
Для предупреждения образования трещин перед наплавкой заго-
товки подогревают до темно-красного каления. После наплавки необхо-
димо медленное охлаждение в печи или под теплоизолирующим слоем.
Автогенную наплавку выполняют в восстановительном пламени, чтобы
избежать обезуглероживания. Однако слишком сильное восстановитель-
ное пламя может вызвать науглероживание.
Практическое значение стеллитов как режущих сплавов в послед-
ние годы уменьшилось вследствие развития спекаемых твердых сплавов.
Но их стали применять для деталей газовых турбин и прежде всего для
56 Э. Гудремон, т. II
882
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
лопаток турбин, работающих под действием высоких температур (см.
стр. 924) 314). Их изготовляют способом прецизионного литья.
Таблица 178. Состав стеллитов, применяемых для наплавки,
их твердость в холодном и нагретом состоянии и устойчивость против отпуска
Химический состав, % (остальное железо) Твердость HRC в холодном состоянии после плавки Твердость после плавки НВ при температурах, °C Устойчивость против отпуска до температуры °C
с Si Мп Сг Со W газовым пламенем электрик ческой ДУГОЙ 400 600 800
Наплавка электриче ской дугой
2,6 1,2 0,3 27 55 15 51—54 48—50 400—420 380—400 330—360 >800
2,7 1,2 0,4 27 32 12 50—53 46—49 400—420 380—400 330—360 >800
2,2 0,9 0,6 28 11 5 50—53 46—48 350—370 300—330 220—250 800
2,1 0,9 0,6 28 — — 51—54 40—48 300—330 230—260 150—180 500
Наплавка газовым пламенем
1,3 2,5 0,4 27 60 4 41—45 38—42 380—400 360—380 330—350 >800
1,5 1,4 0,4 28 32 4 41—45 38—42 380—400 360-380 330—350 >800
1,4 0,9 0,6 28 11 4 40—45 — 320—350 250—280 220—240 800
1,6 0,9 0,6 28 — — 41—45 — 300—330 230—260 150-180 500
2,0 0,3 0,6 12 — — 60—64* — — — — —
* После закалки.
б. Твердые сплавы
К твердым сплавам относят сплавы, которые почти полностью или
в преобладающей части составлены из карбидов, нитридов, боридов
и силицидов таких тугоплавких металлов, как вольфрам, тантал, титан,
молибден и ванадий *. Различают литейные твердые сплавы и сплавы,
изготовляемые металлокерамическим путем (спекаемые).
а. Литейные сплавы
Исследование свойств карбидов тяжелых металлов и в первую
очередь карбидов вольфрама привело к тому, что впервые в Германии
были созданы литейные сплавы, состоявшие только из карбидов воль-
фрама 2. Однако хрупкость и пористость сплавов препятствовала их
всеобщему применению. Причина этих дефектов связана с высокими
температурами плавления указанных карбидов, превышающими 2500° С.
Это обусловливает также плохую стойкость огнеупорных материалов
и малую регулируемость реакций. Кроме того, карбид вольфрама при
расплавлении склонен к диссоциации на W2C и графит. Поэтому литей-
ные сплавы содержат наряду с WC также и более хрупкий карбид W2C.
Применение литейных твердых сплавов в общем ограничивается
особыми областями, например для сопл пескоструйных аппаратов, бу-
зн) Стеллиты используют также в качестве твердых и износостойких наплавок на изделие из
жаропрочных сталей, главным образом аустенитных.
1 См. подробный обзор R. Kieffer u. Р. Schwarzkopf. Hartstoffe und Hartmetalle, Wien, 1953.
2 E. Ammann u. G. Hinnuber. Stahl u. Eisen, 71, i95I, S. 1081—1090.
РЕЖУЩИЕ СПЛАВЫ
883
ров глубокого бурения и т. д. Для режущих инструментов литейные
твердые сплавы, а также спекаемые твердые сплавы, не содержащие
связывающего металла, не используются.
Составы наиболее широко применяемых литейных твердых сплавов
приведены в табл. 176.
р. Спекаемые сплавы
Изготовление металлокерамических твердых сплавов имеет много
общего с обычным керамическим процессом. Для изготовления карбида
вольфрама используют порошок металлического вольфрама, получаемо-
го восстановлением вольфрамовой кислоты или паравольфрамата ам-
мония углеродом или водородом. Из изготовленного таким образом
металла нагревом в присутствии углерода получают карбид. Карбид
титана получают непосредственно из окиси титана, нагреваемой вместе
с углеродом до высоких температур. Карбиды подвергают тонкому раз-
молу и смешивают со связующим металлом. Эту смесь прессуют в пла-
стинки или изделия иной формы и нагревают в защитной газовой ат-
мосфере, чтобы за счет оплавления связующего металла получить до-
статочную прочность сплава, позволяющую обрабатывать его напиль-
ником, сверлом, резцом или шлифованием.
После придания нужной формы производят окончательное спека-
ние при температуре 1400—1700° С. Изменение формы после оконча-
тельного спекания возможно только шлифованием карборундовыми или
алмазными кругами или специальными методами электроэрозионного
сверления и резания или путем ультразвуковой кавитации 1>315\ На
свойства сплавов оказывают влияние: качество сырых материалов, чи-
стота водорода, тип спекания и материал облицовки оборудования для
измельчения. Состояние поверхности и величина частиц порошка в зна-
чительной мере определяют его реакционную способность в твердом со-
стоянии 1 2.
I. Сплавы карбид вольфрама — кобальт
Первые спекаемые твердые сплавы представляли собой сплав кар-
бида вольфрама с 6% Со (см. сплав G1 в табл. 180). При обработке
материалов, дающих ломкую стружку (отбеленного чугуна, серого чу-
гуна, пластмасс и нежелезных сплавов), этот сплав обнаружил значи-
тельно более высокую производительность, чем быстрорежущая сталь.
Некоторые материалы, например закаленную марганцовистую сталь
и стекло, оказалось возможным экономично обрабатывать только твер-
дыми сплавами.
Твердость возрастает при уменьшении величины зерна карбидной
фазы (рис. 690). Чем тоньше исходный порошок, тем меньше может
быть давление прессования. Повышение температуры спекания увеличи-
вает твердость до максимального значения; дальнейший нагрев снижа-
ет твердость вследствие рекристаллизации и роста зерна. Изменение
условий восстановления позволяет воздействовать на величину зерна
1 ]. ШппйЬег и. О. Rudiger. Werkstatt u. Betrieb, 87, i954, S. 53—57; Techn. Mitt. Krupp, 12,
1954. S. 107—113. F
31Б) Эффективны также химические и электрохимические методы, в частности разработанный
в Советском Союзе анодно-механический способ.
2 I. ШппйЬег и. О. Rudiger. Arch. Eisenhiittenw., 23, 1952, S. 475—482.
56*
884
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Диаметр зерна,мкм
Рнс. 690. Твердость спеченных твердых спла-
вов карбид вольфрамакобальт в зависимости
от величины зерна [по О Meyer u. W Ei
lender. Arch. Eisenhiittenw., 12, 1937—1938,
S. 545—562]
карбида вольфрама. Значительное влияние на величину зерна этого
карбида оказывают малые добавки карбидов ванадия, хрома и титана.
Измельчение зерна, достигаемое
изменением условий обработки (G1,
Н1 и Н2, см. табл. 180), способству-
ет значительному увеличению твер-
дости (табл. 180). Одновременно
улучшаются износоустойчивость
(табл. 179) и стойкость при обработ-
ке отливок повышенной твердости
(рис. 691).
Варьирование содержания ко-
бальта привело к созданию серии
специальных сплавов. Для инстру-
ментов с очень тонким лезвием и
предназначенных для обработки де-
рева, пластмасс и резины наиболее
пригодны сплавы с 11% Со (G2).
Эти же сплавы пригодны для тяже-
ло нагруженных протяжных колец и
шарошек буров, работающих с уда-
рами. Сплав с 15% Со (G3) применяют главным образом для более
крупных протяжных колец и профилирующих протяжных инструментов.
Обрабатываемый материал-
литая сталь с твердостью
МО НВ
Скорость резания V* 12м/мин
Глубина резания а- 2мм
Подача s - О^мм/об
Обрабатываемый материал-
отбеленный чугун
с твердостью 85H$h
Скорость резания v - 6,5м/мин
Глубина оезания а-0,25 мм
Подача з - 1мм!об
Рис 691. Результаты испытаний на износ твердых сплавов GL Н1 и Н2, средине значения для
продолжительности испытания 7\ до получения изношенной полосы толщиной 0.3 мм [по 1.
ШппйЬег и. О. Rudiger. Arch. Eisenhiittenw., 23, 1952, S. 475—482]
Таблица 179. Износоустойчивость различных материалов при обдувке песком
(чистый песок-, давление 0,03 Мн/м2 (3 кГ/см?),
продолжительность обдувки 50 мин)1
Материал Потери массы, г Материал Потери массы, г
Углеродистая сталь [ов = Твердый сплав G1 1,9
= 700 Мн/м? (70 кГ/лии1 2)] 220 Твердый сплав Н1 0,97
Быстрорежущая сталь 115 Твердый сплав Н2 0,45
1 G. Hinniiber и. О. Rudiger. Arch. Eisenhiittenw., 23, 1952, S. 4 75—482.
Разработанные в последние годы сплавы с повышенным содержанием
кобальта (G4, G5 и G6) применяют для матриц холодного деформиро-
вания, работающих с ударными нагрузками, и отрезных штампов. Свой-
ства сплавов WC — Со приведены в табл. 180 *.
1 Подробная дискуссия о свойствах этих сплавов приведена Амманом и Хинобером
(Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 1081—1090).
РЕЖУЩИЕ СПЛАВЫ
885
Дальнейшее улучшение свой-
ств, необходимое для некоторых
целей, достигается спеканием под
давлением (горячим прессова-
нием) .
Этим методом можно полу-
чать неполностью насыщенные уг-
леродом сплавы с 5% Си 3% Со
(видиа-эльмарид *, см. также
табл. 180). При металлографичес-
ком исследовании была обнару-
жена новая структурная состав-
ляющая (рис. 692), очень сильно
повышающая твердость, но пони-
жающая прочностные свойства, и
обозначаемая как ц-фаза 2. Спла-
вы, изготовляемые спеканием под
давлением и имеющие ненасы-
щенные карбиды, отличаются наи-
высшей твердостью и отсутствием
пор; они применяются главным
образом для изготовления инстру-
мента, используемого при волоче-
нии нежелезных сплавов, ц-фаза
(соединение кобальта с ненасы-
Рис. 692. Сплав карбид вольфрама — кобальт
(видна-эльмаркд), содержащий в структуре т)-со-
с^авляющую [по Е. Ammann и. 7. ШппйЬег.
Stahl и Eisen, 71, 1951, S. 1081—1090]:
а — без травления; б — травление в едком калн
Таблица 180. Химический состав и свойства сплавов широкого применения
на основе карбида вольфрама и кобальта1
Наименование сплава Химический состав в среднем, % Плотность , г см* Твердость, ИУ30 Предел прочности Модул ь упругости Коэффициент теплового расширения, 10—6 лг (л*х Харад; Теплопровод- ность
при изгибе при сжатии
WC Со 5 ж J а? X СО I1» ‘S X (pnda)x XwJ/ius кал (емх Хград'Сек)
G6 70 30 12,7 950 2,8 280 7,5
G5 75 25 13,1 1050 2,7 270 3,3 330 470 47 7 —
G4 80 20 13,4 1100 2,6 260 3,7 370 500 50 6,5 —
G3 85 15 13,7 1200 2,4 240 4,1 415 540 54 6 —.
G2 89 11 14,2 1300 2,1 210 4,65 465 580 58 5,5 64 0,16
G1 94 6 14,8 1500 1,6 160 5,8 580 590 62 5 76 0,19
Hl 94 6 14,8 1650 1,5 150 5,9 590 620 63 5 76 0,19
H2 91,5*2 7 14,4 1800 1,35 135 6,2 620 — — 5 — —
Эльмарид 97 3 15,6 2000 — 6,0 600 - — — -
WC+W2C
* 1 Е Amman и. Hinnuber. Stahl и Eisen. 71, 1951, S. 1081- -1090. *2 Кроме того,
1,5% WC+TaC.
1 С добавкой 1,5% VC + ТаС.
2 Gt J. Comstock. Iron Age, 156, 1945, № 9, р. 36А—361,
66/67, 1947, S. 124—126.
см. также Stahl u. Eisen,
886
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
щенным карбидом вольфрама) более устойчива против коррозии, чем ко-
бальт, и обладает малой способностью к свариваемости с протягиваемым
металлом
II. Сплавы карбид вольфрама — карбид титана
(карбид тантала) — кобальт
Путем добавления карбида титана и карбида тантала к карбиду
вольфрама удалось настолько повысить производительность твердого
сплава (рис. 693), что обработка стали любой прочности оказалась эко-
номичной ’.
Рис. 693. Влияние содержания карбида титана в сплаве
WC — TiC — Со на скорость резания при стойкости 60 мин,
обрабатываемый материал: сталь с пределом прочности
1 Гифм? (100 кГ/мм2У, глубина резания 1 мм-, подача
0,18 мщоб [по Е. Ammann u. J. Hinnilber. Siahl и. Ei-
sen. 71, 1951, S. 1081—1090]
Рис. 694. Твердость в нагретом состоянии [поЕ. Ammann и. /. Him
пйЪег. Stahl и. Eisen. 71, 1951, S. 1081—1090]:
а — сплава карбид вольфрама — кобальт с 6—15°/о Со; б — сплава
карбид вольфрама — карбид титана — кобальт с 6% Со
Улучшение режущих свойств, достигаемое введением TiC, связано с
меньшим разрушением режущей кромки инструмента. Это объясняется
не только повышением температуры резания из-за меньшей теплопровод-
ности, но, прежде всего, более высокой твердостью карбида титана и его
1 Е. Н. Кислякова ЖФХ СССР. 17, 1943, стр. 108—114; см. также S. J. Sandford а. Е. М.
Trent. Physical Metallurgy of Sintered Carbides in Powder Metallurgy. Iron Steei Inst. Spec. Rep.
№ 38, London, 1947, p„ 84—91; R. Kiff er u. P. Schwarzkopf. Hartstoffe u. Hartmetalle, Wien, 1953,
S. 395—397.
РЕЖУЩИЕ СПЛАВЫ
887
Таблица 181. Состав и свойства твердых сплавов
Обозна 1И1ие Химический состав, % Плотность , г/см3 Твердость HV при нагрузке 30 кг Предел проч- ности при изгибе Модуль упругости Коэффициент теплового . '—6 „ расширения 10 -°C Теплопровод- ность
и в* и и С и ж j зе § ж со 1 о я вт (м град) калЦсмграду Усек)
L4 76 9 19 12,5 1300 1,9 190
L3 83 7 10 13,1 1500 1,65 165 560 56 5,5 56 0,14
L2 76 14 10 11,9 1550 1,5 150 540 54 6 32 0,08
LI 70 21 9 10,4 1600 1,3 130 530 53 6,5 28 0,07
FL1 51 43 6 8,4 1850 0,9 90 460 46 7,5 16 0,04
M 84 10 6 13,1 1750 1,35 135 580 58 5,5 48 0,12
tv . — условное обозначение; фирменные обозначения «Болерит ЕВ» «Титан U», «Видна АТ».
более высокой устойчивостью против окисления. Температура адгезион-
ного взаимодействия между сталью и твердым сплавом при добавлении
TiC сильно повышается, вследствие чего склонность к привариванию
стали к твердому сплаву
сильно ослабляется. Следу-
ет также указать на твер-
дые сплавы, которые не со-
держат вольфрама и полу-
чили применение в 1944 г.
из-за недостатка этого ме-
талла *. Эти менее вязкие,
но обладающие высокой
стойкостью сплавы, имеют
примерно следующий хими-
ческий состав: 45% TiC;
45% VC и 10% Ni или 65%
TiC; 25% VC; 3% Cr3C2; 2%
Ni и 5% Fe.
Микротвердость раство-
ров TiC — WC может дости-
гать почти 30 Гн/м2 (3000 кГ/
мм2), тогда как микротвер-
дость карбида WC составля-
ет 22 Гн/м2 (2200 кГ/мм2).
В соответствии с этим твер-
дые сплавы, содержащие
TiC, имеют значительно
Рис. 695. Структура сплава WC — TiC—Со, содержа-
щего 78fl/o WC, 6% TiC и 6% Со (Si) [по Е„ Am-
mann, J. Hinniiber. Stahl u. Eisen, 7i, 195i, S. 1081 —
1090]
большую твердость при по-
вышенных температурах (рис. 694). Прочность при изгибе с увеличением
содержания TiC снижается (табл. 181), вследствие чего твердые сплавы
с TiC, как правило, менее вязки, чем сплавы, содержащие только WC.
Добавление ТаС позволяет повысить горячую твердость сплавов WC —
В. I. О. S. Final Rep. № 1385, The German Hard Metal Industry, p. 60.
888
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
TiC — Со на 50—100 HV и одновременно увеличить вязкость. Так были
созданы новые твердые сплавы, состав и свойства которых приведены
в табл. 201. По своей высокой вязкости особенно примечателен сплав
L4; он весьма близок к быстрорежущей стали. Структура твердых спла-
вов, содержащих TiC, состоит из связующей кобальтовой фазы и твер-
дого раствора TiC — WC, в котором присутствует также ТаС (рис. 695).
Растворение происходит при этом неполностью, что заметно по неполной
насыщенности в сердцевине многих зерен твердого раствора.
III. Области применения твердых сплавов
Из твердого сплава обычно изготовляют только рабочую часть ин-
струмента (детали). Инструменты и детали небольших размеров начи-
нают во все возрастающем количестве изготовлять полностью из твер-
дого сплава. В определенных случаях, например для валков, из твердого
сплава изготовляют вставки сравнительно большого размера и веса.
Наиболее важной областью применения твердых сплавов является
использование их для обработки резанием. Спекаемые сплавы обеспе-
чивают получение значительно более чистой поверхности обрабатывае-
мого изделия, поэтому применение их очень эффективно при чистовой
обработке, после которой не требуется шлифование рабочих поверх-
ностей.
Однако самое важное преимущество твердых сплавов заключается
в том, что они пригодны для резания со значительно более высокой
скоростью (в 10 раз), чем быстрорежущие стали, сохраняя стойкость
в течение длительного времени.
Недостатком спекаемых сплавов очень долго была низкая вязкость
по сравнению с быстрорежущей сталью. Этот недостаток в большой сте-
пени уже устранен путем создания твердых сплавов типа L4, обладаю-
щих заметно лучшей вязкостью (табл.181).
Другой важной областью применения твердых сплавов, которую
в широком смысле также можно отнести к обработке со снятием струж-
ки, является использование их в горном деле и в строительстве тоннелей.
Здесь они применяются главным образом для армирования угольных
долотов буров, врубовых машин, буров для обработки каменных пород.
В рабочей части инструментов, применяемых для глубокого бурения, на-
пример нефтяных скважин, спекаемый или литой твердый сплав для по-
вышения стойкости вставляется в стеллит или иной наплавляемый сплав.
Высокая износоустойчивость твердых сплавов выявляется также при ис-
пытаниях обдувкой песком (см. табл. 179).
Историческое развитие твердых сплавов началось с использования
их для инструментов, предназначенных для деформирования металлов
без снятия стружки. Это применение отступило на второй план после
того, как были обнаружены преимущества твердых сплавов в режущих
инструментах. В настоящее же время для деформирования (штампова-
ния) материалов во все возрастающей степени используют инструменты,
оснащенные вставками из твердых сплавов, особенно пригодных для
ударных работ и имеющих повышенное содержание кобальта (напри-
мер, G4, G5 и G6).
Наиболее часто это доски волочения проволоки и металлических
профилей, штампы для выдавливания болтов и гаек, вырезные штампы,
особенно для резки листов динамной и трансформаторной стали, инет-
РЕЖУЩИЕ СПЛАВЫ
889
румент для глубокой вытяжки, для плющения проволоки, калибры
и валки.
Использование твердых сплавов для изготовления из них деталей,
работающих в условиях износа, также значительно расширилось. При
этом высокая стоимость сплава вполне окупается возрастанием стойко-
сти примерно в 30 раз. Из твердых сплавов изготовляют, в частности,
сопла пескоструйных аппаратов, дорны и др. В некоторых случаях, учи-
тывая высокий модуль упругости твердых сплавов, превышающий мо-
дуль упругости стали почти в три раза, целесообразно использовать
их для изготовления, например, шариков для измерения твердости по
Бринелю, буров точного бурения и т. п.
у. Спекаемые твердые сплавы, устойчивые против коррозии
Для работы в условиях повышенного износа и одновременно ин-
тенсивного коррозионного воздействия используют сплавы карбид хро-
ма— никель1. Из карбидов хрома СГ3С2 обладает не только самой
высокой твердостью (см. табл. 59), но и наибольшей устойчивостью про-
тив коррозии, например в горячей соляной кислоте. В окисляющих
кислотах он ведет себя, как и другие карбиды хрома. В сплавах карбид
хрома—никель связующим металлом является раствор хрома и угле-
рода в никеле. Карбид Сг3С2 устойчив в основе (Сг — Ni — С) в боль-
шей области температур и концентраций, чем в системе карбид хрома —
кобальт (табл. 182). В последней он распадается на карбид Сг7Сз и гра-
фит, причем Сг7С3 может растворять большое количество кобальта.
Твердый сплав карбид хрома — никель обладает большей устойчивостью
и в водяном паре. Однако его механические свойства несколько хуже,
чем сплава с карбидом вольфрама.
Т а б лица 182. Устойчивость против коррозии твердого сплава карбид
хрома—никель с 12% Ni (CR) и твердого сплава карбид вольфрама—кобальт (G1)1
Твердый сплав Потери массы, г/мм1 2, день, в:
— -h.HNOs 2 5-h. HNO, —-H. H2S04 2 5-h. H2SO4 5-h. HC1 5%-иой лимонной кислоте
GR 50 1,7 6 6 5 1,4
G1 187 230 13 22 17 2,0
* J Hinnuber и. О. Rudiger. Arch, Eisenhuttenw., 24, 1953, S . 267—274.
б. Твердые сплавы, устойчивые против окисления
Для изделий, работающих при температурах выше 800°С2, в ка-
честве устойчивых против окисления карбидов используются карбиды
хрома и титана (см. табл. 128); они должны находиться в устойчивой
против окисления связующей основе. Хорошую устойчивость против
1 7. Hinnuber и. О. Rudiger. Arch. Eisenhflttenw., 24, 1953, S. 267—274; J. Hinnflber. Techn.
Mitt. Krupp, 12, 1954, S. 5—12.
2 См. обобщающий обзор. R. Kieffer u. P. Schawrzkopf. Hartstoffe und Hartmetall, Wien,
1953. S. 630 -690.
890
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
окисления обнаруживают твердые сплавы на основе карбидов титана
с добавкой карбидов вольфрама и тантала или карбидов ниобия. Свя-
зующим материалом является сплав кобальта с никелем и хромом (50—
90% карбидов и 50—10% связующего сплава). Указанные выше сплавы
карбида хрома с никелем также отличаются хорошей окалиностойко-
стью; она может быть усилена пу-
тем введения добавок, например
карбида кальция ’.
Процессы, происходящие при
окислении твердых сплавов, были
изучены Кинна и Рюдингером2
Ряс. 696. Длительная прочность при 980° С твер-
дого сплава Кентаииум К138А в сравнении с ти-
пичными жаропрочными сплавами [по J. С. Red-
mond. Amer. Soc. Meeh. Engrs. Pittsburgh, 1950]
на примере твердого сплава
TiC — Со. Были обнаружены две
окисные пленки. Наружная со-
стоит из окисла СаО (на самой
поверхности образуется СО3О4), а
нижележащая в основном из TiO2
с включениями кобальта.
Устойчивость твердых спла-
вов против окисления (табл. 183)
в значительной мере определяется
окалиностойкостью карбидов. Относительно механической прочности
окалиностойких твердых сплавов при высоких температурах имеется еще
Таблица 183. Скорость окисления некоторых окалиностойких твердых сплавов
Состав твердого сплава Условия испытания Привес, г,'ммг Автор
20—60% Ni 1 1—12% Cr3C2+ ИЛИ > 20—60% Co J 4-TiC (ост.) 100 ч при 900° С 40— 180 Трент, Кар- тер и Батеман2
90% TiC 4- 10% Co 100 ч при 980° С Уитмен и Реп- KOS
К 138 (80% TiC 4-20% Co) 118 ч при 982° С 100 ч при 980° С 825 1180 Кошуба и Ставролакис4 Уитмен и Реп- ко
WZ 12b(60% TiC 4-24% Ni + 8%Co +8% Cr) Э лмет-HR (50 % TiC 4- 25 % Ni 4- 4-14,25% Cr4- 10,75Co) 100 ч при 1000° С 46 70 Кифер и Келбл5
CR (Cr3C24- 12% Ni) 100 ч при 1000° С 7 Хинюбер и Рюдигер
35% TiC 4- 10% WC4-20% (NbTa) C 4- 10 % Cr3C2 4- 25 % Co 45$6 TiC + 10% СГ9С320% WC + +25% Co 1 По данным J. Hinnuber u. O. Ritdige 2 E. M. Trent, R. Carter u. J. Bateman. 3 Л1. J. Whitman a. A. J. Repko. Nat. A 4 W. J. Koshuba a. J. A. Stavrolakis. Iro 5 R. Kieffer a. F. Kolbl. Plansee — Вег. P 100 ч при 1000° С г. Arch. Eisenhiittenw., 24 Metallurgia Manchr., 42, dvisary Comm. Aeronaut., n Age, 168, 1951, № 22, p. ulvermetall, 1, 1952, S. 17 15—30 1953, 1950, p. Techn. 77—80 u -35. Хинюбер и Рюдигер 5. 267—274. 111—115. Note, № 19i4, 1947. № 23, р. 154—158.
1 I. ШппйЪег и. О. Rudiger. Chromium Carbide in Hard Metal Alloys, Simposium on Powder
Metallurgy, 1954.
2 W. Ktnna u. O. Riidiger. Arch. Eisenhiittenw., 24, 1953, S. 535—542.
ВАНАДИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
891
мало сведений. На рис. 696 в качестве примера показана длительная
прочность твердого сплава, содержащего 65% TiC; 15% твердого рас-
твора ТаС — NbC — TiC и 20% Со (кентаниум К138А) и высоколегиро-
ванного жаропрочного сплава (см. стр. 919). Преимущества твердых
сплавов возрастают при использовании их в условиях действия центро-
бежных сил, например для турбинных лопаток, так как при высоком со-
держании карбидов титана они имеют меньший удельный вес, чем высо-
кожаропрочные сплавы. В перспективе окалиностойкие твердые сплавы
смогут заменять жаропрочные стали и специальные сплавы, если соот-
ветственно будут учитываться те свойства, которые отличают их от кова-
ных или литых жаропрочных сплавов 316).
в. Режущие сплавы,
подвергаемые дисперсионному твердению
Имеются также режущие сплавы на основе системы железо — воль-
фрам — кобальт, обладающие определенной прочностью при нагреве
(красностойкостью) вследствие выделения вольфрамидов. Эти сплавы
подвергают закалке с высоких температур, например 1200—1300° С, и
отпуску при температуре около 600° С, обеспечивающему оптимальные
условия для дисперсионного твердения. Более подробно об этих спла-
вах см. стр. 935.
5. Ванадий в конструкционных сталях
а. Общая часть
Ванадий повышает прочность феррита примерно в такой же степе-
ни, как и вольфрам (см. рис. 346). Влияние же ванадия на твердость и
предел прочности отожженной и нормализованной стали незначительно
(рис. 645). Вследствие связывания углерода и азота твердость и проч-
ность стали с небольшим содержанием ванадия даже уменьшаются.
Ванадий не удаляет кислорода (см. стр. 929); поэтому добавка ванадия
в ковш позволяет получить кЙпящую мягкую сталь с хорошим качеством
поверхности, устойчивую против старения и обладающую хорошей спо-
собностью к глубокой вытяжке (состав стали: 0,04—0,05% С; 0,25—
0,30% Мп и 0,035—0,045% V) *. В чистых железованадиевых сплавах
растворимость азота при 500 и 600° С в присутствии 0,05% V не изменя-
ется * 1 2 (см. также стр. 1110).
Ванадий повышает предел текучести стали уже в нормализованном
состоянии как вследствие измельчения зерна и образования дисперсных
карбидов, так и в результате взаимодействия с азотом (мелкодисперс-
ные нитриды). Примером может служить строительная сталь St.52
(табл. 184) 3. Такая сталь вследствие низкого содержания углерода
мало повышает твердость после сварки и вообще хорошо сваривается.
Так как влияние ванадия на предел текучести проявляется тем сильнее,
316> Описываемые здесь окалиностойкие и жаропрочные твердые сплавы принадлежат к так
называемым керметам (смесь керамики с металлами). Однако основой керметов в более широком
смысле могут служить не только карбиды, но и различные другие соединения: бориды, нитриды,
силициды, алюминиды, окислы н др. О недостатках керметов и перспективе их использования как
жаропрочных материалов будет сказано в доп. 33°) на стр. 925. Там же сообщается об известных
в настоящее время некоторых других способах использования неметаллических и интерметалличе-
ских соединений.
1 Е Epstein, Н. J. Cutter u. I. W. Frame. J. Metals, 2, 1950, р. 830—834; S. Epstein а.
I. W. Frame. Iron Age, 166, № 15, p. 158—163; См. также Stahl и. Eisen, 71, 1951, S. 627—628.
2 E. T. Turkdogan, S. Ignatowicz a. 3. Pearson. Iron Steel Inst., 181, 1955, p. 227—231.
3 H. Neumeister и. H. Wtester. Stahl u. Eisen, 65, 1945, S. 1—9, 36—43 u. 68—75.
892
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Таблица 184. Влияние присадки ванадия и термической обработки на механические
свойства марганцевой строительной стали (в виде полоски)
Химический состав, % Толщина, мм Предел текучести Предел прочности Отношение предела теку- чести к преде- лу прочности, % Относитель- ное удлине- ние (Zio— % Относитель- ное сужение, %
С Si Мп Си V
Мк(м8 кГ}мм2 MhJM2 кГ/мм2
0,17 0,45 1,55 0,3 — 50*1 350 35 560 56 62,5 28 67
20*1 370 37 570 57 65 31 72
0,18 0,47 1,50 0,3 0,10 50*1 435 43,5 620 62 70 27 68
20*1 470 47 660 66 71 27 67
50*2 430 43 600 60 71,5 31,5 69,5
20* 2 455 45,5 625 62', 5 73 29,5 71
* 1 После прокатки *2 30 мин, 950° С воздух
чем в большей степени он переходит в раствор, то оно может быть силь-
нее в катаном состоянии, чем после нормализации, проведенной с более
низких температур 317>.
б. Улучшаемые стали
В улучшаемой стали влияние ванадия в значительной степени зави-
сит от температуры нагрева для закалки и растворения карбидов. Из
рис. 697 видно, что уже сталь с 0,04% С и 0,2% V после понижения пре-
делов прочности и текучести при отпуске на 400° С показывает новый
рост этих свойств после отпуска при 500—650° С. Еще более заметно это
влияние в стали с 0,04 % С и 0,31 % V. В стали с 0,36% С, имеющей боль-
шее количество карбида железа, сильнее заметно уменьшение предела
прочности после отпуска до 500° С. Тем не менее и в этой стали влияние
выделений карбида ванадия отчетливо обнаруживается, особенно по ве-
личине отношения предела текучести к пределу прочности и по замед-
ленному падению предела прочности при отпуске выше 500° С.
Уменьшение относительного сужения стали с 0,36% С и 0,37% V
несмотря на снижение прочности свидетельствует о начинающемся вы-
делении специальных карбидов. Так как выделение карбидов связано
с диффузионными процессами, то увеличение продолжительности отпу-
ска влияет на механические свойства. Из табл. 185 видно, что в стали,
более богатой углеродом, после отпуска продолжительностью 8 ч уже
превзойдены максимальные значения пределов текучести и прочности, а
в низкоуглеродистой стали этого еще не наблюдается. Заслуживает вни-
мания высокая прочность стали с 0,36% С и 0,37% V: ее предел прочно-
сти составляет около 1 Гн!м2 (100 кГ/мм2), а предел текучести — около
900 Мн/м2 (90 кГ/мм2). Такие исключительно высокие значения для низ-
колегированной стали, особенно после отпуска при 600° С, могут иметь
большое практическое значение, так как отпуск с высоким нагревом
3,7> В последнее время низколегированную сталь такого же типа, содержащую 0,18% С;
1,5% Мп; 0,45% Si, 0,15% V (до 0,2%), выплавляют (в мартеновских печах), с регулируемым со-
держанием азота (до 0,025% N), вводимым из азотированного ферромарганца. Такая сталь после
отжига с разложением аустенита в перлитной области имеет предел текучести >450 Мн/м*
045 кГ/мм2) при 20° С и >350 Л1к/ле2 (>35 кГ!м/л2) при 350° С при малой склонности к хрупкому
разрушению [64, 5]. Для применения в вагоностроении была рекомендована [65] строительная
сталь, содержащая 0,11—0,17% С; 0,9—1,2% Мп и 0,04—0,09% V. В горячекатаном состоянии (при
пониженной температуре конца прокатки и содержании ванадия на верхнем пределе) она имеет
предел текучести >350 Мн//л2 (35 кГ/мм2).
ВАНАДИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
893
в значительной степени снимает напряжения в улучшенной стали. Вяз-
кость этой стали также хорошая.
Рис. 697. Изменение механических свойств низколегированных ванадиевых сталей в зависимости
от температуры отпуска (закалка 950° С, вода, отпуск 1 ч; улучшению подвергались заготовки
диаметром 20 мм) [по Е. Houdremont. Н. Bennek и. Н. Schrader, Arch. Eisenhiittenw., 6,
1932—1933, S>. 24—34]
Таблица 185. Влияние продолжительности отпуска1 на механические свойства
ванадиевой стали после закалки с 950° С в масле и отпуска при 600° С
Состав стали Продолжительность отуска, ч Предел текучести Предел прочности Отношение предела текучести к пределу прочности, % Удлинение (l<,=5d), % Относительное суже- ние, % Ударная вяз- кость2
5« кГмм' Л «' кГ, мм’- 3 S
0,04% С;1 1 430 43 477 47,7 90,3 29,0 79 3 30,0
0,31% v\ 8 480 48 571 57,1 84,4 26,4 78 2,66 26,6
0,36% С;1 1 910 91 1014 101,4 89,8 18,4 57 0,79 7,9
0,37% V\ 8 860 86 999 99.9 86,1 18.2 55 0,85 8,5
1 Arch. Eisenhuttenw., 6, 1932—1933, S. 24—34. 2 Образец Менаже 10X10X55 мм с
круглым надрезом диаметром 2 мм (расчетное сечение 8x10 мм).
Выводы о влиянии ванадия в углеродистой стали могут быть рас-
пространены и на сталь, легированную многими элементами; это выте-
кает уже из исследований Риттерсхаузена, относящихся к 1911г. Из
табл. 186 видно, что и в этом случае влияние ванадия в значительной
степени зависит от того, был ли растворен карбид ванадия при темпера-
туре закалки. Но при ее повышении вследствие выделения карбидов
при отпуске сравнительно сильно снижается ударная вязкость. Легиро-
894
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Таблица 186. Влияние ванадия на механические свойства улучшенной
легированной стали1
Состав стали Термическая обработкаг Предел текучести Предел прочности Относительное 1 удлинение, 1 (i0=5d), % Относительное сужение, % Ударная вязкость
закал- ка отпуск 5 м 5 1 1 “й Мдж/мг 3 з С
0,29% С; 0,14% Si; 850° С 600° с 440 44 700 70 25,2 66 2,38 23,8
0,15% Мп; 1% С 950° С 600° с 460 46 700 70 18,3 64 1,87 18,7
0,26% С; 0,1% Si; 850° С 600° с 400 40 637 63,7 24,8 69 1,53 15,3
0,13% Мп; 0,96% Сг; 0,27% V 950° С 600° с 780 78 1000 100,8 16,5 59 0,80 8,0
0,31% С; 0,06% Si; 800° С 600° с 700 70 870 87 23,0 68 2,44 24,4
0,29% Мп; 1,17%Сг; 900° С 600° с 680 68 900 90 23,8 66 2,12 21,2
4,1% Ni 950° С 600° с 740 74 910 91 24,6 66 2,15 21,5
1000° С 600° с 720 72 920 92 20,7 66 2,04 20,4
0,29% С; 0,21% Si; 800° С 600° с 740 74 860 86 20,4 66 2,24 22,4
0,26% Мп; 1,52% Сг; 900° С 600° с 1040 104 1170 117 17,5 59 1,02 10,2
4,34% N1; 0,48% V 950° С 600° с 1020 102 1240 124 16,3 53 0,41 4,1
1000° с 600° с 1180 118 1340 134 12,0 41 0,30 3,0
1 F, Rittershausen. Неопубликованное исследование. > Охлаждающая отпуске — масло. среда при закалке и
Таблица 187. Влияние размеров поперечного сечения на механические свойства
ванадиевой стали с 0,36% С и 0,37% V. Закалка с 1000° С с охлаждением
в масле, отпуск при 500° С в течение 100 ч*
3 S S § Предел текучести Предел прочности 1 пре- 1ести проч- ьное (/о= <u о Ударная вязкость
Диаметр, j >. л к о S б Место взятия пробы W Я ? j м Я 5 кГ'мм1 Отношение дела теку1 к пределу НОСТИ, % Относи тел удлинение =Sd), % Относител сужение, ' л 5=
20 49 — 1040 104 1120 112 93,0 12,7 49 0,40 4,0
40 12,2 С поверх- ности 920 900 92 90 1059 1048 105,9 104,8 87,0 91,0 14,7 16,0 50 49 0,23 0,17 2,3 1,7
60 5,5 Из середи- ны 890 850 89 85 1043 1047 104,3 104,7 85,3 82,8 14,8 13,4 45 40 0,22 0,15 2,2 1,5
Arch, Eisenhuttenw., 6, 1932 -1933, S. 24— 34.
ВАНАДИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
895
вание ванадием устойчивой против отпуска хромомолибденовой стали
также вызывает дальнейшее улучшение устойчивости против отпуска в
случае повышения температуры закалки.
Ванадий почти не изменяет прокаливаемости, если температуры за-
калки не слишком высокие. Как видно из табл. 187, уже на образце
диаметром 60 мм можно установить снижение предела текучести по
сравнению с образцами диаметром 40 и 20 мм. Низкие значения удар-
ной вязкости связаны с тем, что выделившиеся карбиды ванадия оста-
ются мелкодисперсными и после продолжительного отпуска при 500“ С.
Возможно, однако, что влияет также отпускная хрупкость.
То обстоятельство, что ванадий сравнительно слабо повышает про-
каливаемость, может привести при улучшении больших изделий, напри-
мер диаметром 250—300 мм, к неравномерности механических свойств
по сечению. Добавляя в сталь марганец или никель, можно достигнуть
повышения прокаливаемости; тогда влияние ванадия будет проявляться
и в сердцевине заготовок большого сече-
ния. В табл. 189 приведены механичес-
кие свойства глубоко прокаливающейся
хромоникельмолибденованадиевой стали.
На кривой прокаливаемости ванадиевой
стали можно наблюдать подъем твердо-
сти, вызываемый воздействием ванадия
на превращение в нижней зоне перлитной
области, когда оно сопровождается обра-
зованием карбида ванадия (рис. 698).
Предполагается, конечно, что при подхо-
дящих условиях аустенизации перед за-
калкой и при определенной скорости ох-
лаждения, т. е. на определенном расстоя-
нии от охлаждаемого торца, превращение
в нижней зоне перлитной области проте-
кает сравнительно полно. В качестве при-
Расстояние отторцо образна, нм
Рис. 698. Вторичное повышение твер-
дости на образце торцовой закалки при
переходе от превращения в верхней
зоне промежуточной области к нижней
зоне перлитной области. Сталь с
0,55% С; 0,22% Si; 0,98% Мп; 1,02°/о Сг
и 0,11% V после закалки с 880° С [по
Л. Rose, W. Peter u. W. Strassburg. At-
las zur Warmebehandlung der Stable
Teil 11, Dtisseldorf, 19541
мера можно указать, что сталь, характе-
ризуемая рис. 698, не обнаруживает этого эффекта при закалке с более
высоких температур.
Нечувствительность к перегреву, а следовательно, мелкозернистость
уже непосредственно в катаном состоянии следует считать наиболее цен-
ным свойством ванадиевых сталей. Эта особенность имела большое
значение в то время, когда печное оборудование не было достаточно со-
вершенным. При применении современного оборудования для нагрева
легирование стали ванадием уже не может базироваться только на
этом. В улучшаемых сталях путем использования процесса выделения
карбидов ванадия можно получить высокое значение предела упругости
и пределов текучести и прочности, производя высокий отпуск. Однако
если температуры устойчивости против отпуска превышаются, то в даль-
нейшем прочность резко падает. Поэтому при улучшении ванадиевой ста-
ли могут возникнуть трудности, если требуемое значение предела проч-
ности находится как раз в интервале резкого его падения. Предел теку-
чести при выделении мелкодисперсных карбидов отчетливо выявляется
в виде точки перегиба на кривой растяжения и по своему значению бли-
зок к пределу прочности. В этом заключается одно из важнейших преи-
муществ, для которого ванадий вводят в высококачественные конструк-
ционные стали.
896
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Таблица 188. Химический состав хромованадиевых сталей
[по данным Американского института железа и стали]
AIS1 № Химический состав1, %
с Si Мп Сг V не меньше
6117 0,15—0,20 0,20—0,35 0,70—0,90 0,70—0,90 0,10
6120 0,17—0,22 0,20—0,35 0,70—0,90 0,70—0,90 0,10
6145 0,43—0,48 0,20—0,35 0,70—0,90 0,80—1,10 0,15
6150 0,48—0,53 0,20—0,35 0,70—0,90 0,80—1,10 0,15
1 Содержание фосфора и серы < 0,040 каждого. •
В табл. 188 приведены составы американских конструкционных ста-
лей, содержащих ванадий. Наиболее часто применяют хромованадие-
вую рессорно-пружинную сталь марки AISI 6150 (ей соответствует не-
мецкая сталь марки 50CrV4; см. табл. 189). Эта сталь, закаленная с вы-
Рнс. 699. Влияние температуры отпуска на механические свойства
Хромова на лиевой стали (0.37«/о С; 1,1% Сг и 0,16% V)
соких температур, сохраняет повышенную прочность даже после высо-
кого отпуска (кривая отпуска — на рис. 699). Кроме того, вследствие ее
нечувствительности к перегреву в готовом листе достигается значитель-
ная равномерность свойств даже после закалки с нагрева под горячую
обработку. Такой способ закалки применяется в производстве рессор.
Наряду с нечувствительностью к перегреву при термической обра-
ботке существенно важно получение повышенных прочностных свойств
после высокого отпуска, т. е. с минимальными остаточными напряже-
ниями после улучшения. Введение ванадия эффективно решает эту за-
дачу. В табл. 189 приведены составы подобных сталей и указаны их
механические свойства. Особое значение имеет легирование ванадием
57 Э. Гудремон,
Таблица 189. Химический состав, термическая обработка и механические свойства ванадиевых улучшаемых сталей
Химический состав, % Термическая обработка °C Механические свойства*1
Обозначение по DIN предел текучести предел прочности ф о ф о = -^
С Si Мп Сг Ni Мо V закалка в масле отпуск Мн/м2 кПмм2 5 я р 1-^ О Я II Е 5 “ S&a относится: сужение,
42 Mn V 7 0,38— 0,45 0,15- 0,35 1,6- 1,9 — — — 0,07— 0,12 850-870 530-670 >700 >70 900—1050 90-105 12 40
42 Сг V 6 0,38— 0,46 0,15- 0,35 0,50— 0,80 1,4— 1,7 — — 0,07— 0,12 830-860 530—670 >700 >70 900-1050 90-105 12 50
50 Сг V 4 0,47— 0,55 0,15— 0,35 0,80— 1,10 0,90— 1,20 — — 0,07— 0,12 830-860 530- 670 460—530 >800 >1300 >80 >130 1000-1200 1400-1600 100—120 140-160 11 9-7 45 25* 2
27 Мп Сг V 4 0,24— 0,30 0,15- 0,35 1,0- 1,3 0,60— 0,90 — — 0,07— 0,12 860-880 530-670 >450 >45 700-850 70-85 15 60
0,30 0,35 1,70 2,6 — — 0,15 880-900 550-620 >1000 >100 1100—1300 110—130 12-9 50
30 Сг Мо V 9 0,40 0,26— 0,34 0,35 0,15- 0,35 0,70 0,40— 0,70 1,8 2,3- 2,7 — 0,3 0,15— 0,25 0,15 0,10- 0,20 850—900 850- 880 610-630 530-670 >850 >900 >85 >90 1100—1350 1100—1300 110-135 110-130 12-9 10 40 40
0,30 0,40 0,70 2,5 1,5 0,25 0,20 850—900 560-610 400—530 >950 >400 >95 >40 1050—1200 1020—1350 105-120 120-135 16-12 14—10 50 40
0,50 0,30 0,40 1,2 4,2 W 0,90 0,20 880—920 300-500 >1400 >140 1800-1950 180—195 8-6 10
0,40 0,30 1,5 — 1,5 — 0,15 880—920 600-650 >750 >75 900-1100 90—110 18—14 50
“ Для сечений со стороной от 40 до 1 00 мм. Определено на листах рессор толщиной 12 мм.
898
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
азотируемой стали повышенной прочности (см. главу «Азот» и табл. 160).
Поскольку азотирование обычно производят при 500° С, сталь должна
сохранять устойчивость против отпуска при этой температуре. Ванадий
вследствие своего сродства к азоту облегчает также процесс азотирова-
ния. При производстве низколегированной конструкционной стали в Гер-
мании во время войны пришлось отдать предпочтение стали, легирован-
Рис. 700. Отношение предела текучести,
относительного удлинения и относитель-
ного сужения к пределу прочности мар-
ганцевованадиевой стали с 0,40% С;
1,65% Мп и 0,15% V (коленчатые валы
диаметром 60—100 мм). Закалка с 880° С
в масле, отпуск прн 520—580° С в масле
[по Н. Hellen u. F. Meyer. Techn. Mitt
Krupp. Forschungsber., 2, 1939, S. 215—222]
ной ванадием, поскольку этот элемент
можно было получить внутри страны
из конвертерных шлаков. Примером та-
кой стали, использованной для изго-
товления высококачественных коленча-
тых валов, является .сталь марки
42MnV7 (см. табл. 189). Значения пре-
дела текучести и характеристики пла-
стичности при различных уровнях пре-
дела прочности этой стали приведены
на рис. 700. Хромоникелевые стали, со-
держащие ванадий, в результате дли-
тельного отпуска при температурах вы-
ше 650° С могут оказаться нечувстви-
тельными к отпускной хрупкости; это
было существенным в период недостат-
ка молибдена.
В определенных случаях высокая
устойчивость против отпуска имеет
значение для сварных соединений. При
сварке сталей высокой прочности, кро-
ме закалки в непосредственной близо-
сти от сварного шва, происходит так-
же отпуск в зоне теплового влияния, нагревающейся до температур,
лежащих лишь немного ниже Aci. В этой зоне могут ухудшаться механи-
ческие свойства, которые были до этого повышены путем улучшения. Это
особенно относится к автогенной сварке тонких листов, при которой зона
теплового влияния сварки сравнительно велика. Если нужно еще повы-
Таблица 190. Хромомарганцевомолибденоеанадиевые стали
Химический состав, %
Лист для сварки
Si Мп Сг Мо V
0,17 0,32
1,660,970,47
0,15 0,32 1,28
1,05 0,63 0,30
Термическая обработка
предел
текуче-
сти
предел
прочно-
сти
=8
900° С, воздух, лист
толщиной 1 мм
То же, 2,5 мм
900° С, воздух, лист
ТОЛЩИНОЙ 1 мм
Отпуск при 600° С,
ЛИСТ ТОЛЩИНОЙ 2,5л!.И
760 76 1041 101,4 8,0 -180
760 76 1056 105,6 6,8 -180
950 95 1043 104,3 9,1 -180
940 94 1064 106,4 10,2 -180
I
а
СВОЙСТВА ВАНАДИЕВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
899
сить предел прочности при минимальном содержании углерода, чтобы по-
низить чувствительность к образованию трещин при сварке, то можно ис-
пользовать хромомарганцевованадиевую сталь. Из табл. 190 видно (см.
также табл. 67), что такая сталь, несмотря на пониженное содержание
углерода, приобретает требуемую прочность в 1 Гн/м2 (100 кГ/мм2) при
удовлетворительном угле загиба в тонких листах после автогенной свар-
ки без последующей термической обработки. При сварке листов боль-
шой толщины необходимо учитывать, что выделение карбидов ванадия
понижает вязкость. Малая чувствительность к перегреву подобных ста-
лей проявляется в значительно меньшем укрупнении зерна в зоне терми-
ческого влияния сварки.
в. Свойства ванадиевых конструкционных сталей
при низких и высоких температурах
В улучшаемых сталях, применяемых для работы при низких темпе-
ратурах, малые добавки ванадия могут оказывать благоприятное влия-
ние, так как они способствуют измельчению зерна и повышению вязко-
сти; в то же время ванадий при повышенном содержании может влиять
неблагоприятно, так как выделение его карбидов при определенных
условиях отпуска приводит к ухудшению вязкости. Однако карбид ва-
надия имеет особое значение для поведения стали при высоких темпе-
ратурах. Еще Прёмпер и Поль указали на повышенную теплоустойчи-
вость легированной ванадием мягкой стали (см. рис. 625) и предложили
использовать ее как котельную. При последующих испытаниях оказа-
лось, что повышение теплоустойчивости наблюдается лишь после обра-
ботки, обеспечивающей выделение карбидов ванадия в мелкодисперс-
ном виде. Рис. 701 показывает, что ванадиевая сталь обладает высокой
теплоустойчивостью лишь после закалки и отпуска при 600° С. В зака-
ленной, но не отпущенной стали влияние ванадия проявляется сильнее,
так как карбид ванадия выделяется только при нагреве для испытания,
т. е. при более низких температурах. Наоборот, в стали, отпущенной при
700° С, карбиды ванадия коагулируют до такой степени, что теплоустой-
чивость практически совпадает с получаемой на углеродистой стали.
высокой прочности, применяемые для сварных изделий
Лист после автогенной сварки с полосой той же стали (без обработки после сварки;
сварной наплыв оставлен)
предел текучести • предел прочности относительное удлине- ние, % Угол заги- ба град.
Мн'м2 кГ мм2 Мн'м2 кГ/мм1 Z, = 5d l0= 10d
910 91 1030 103,0 10,5 5,5 58
860 86 1005 100,5 11,1 6,4 48
910 91 969 96,9 8,1 7,0 90
940 94 1024 102,4 9,2 8,4 75
57
900
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
Поскольку влияние ванадия обнаруживается особенно отчетливо, проб-
лему жаропрочности вполне логично рассмотреть в этой главе.
Металловедческие причины ползучести металлов при повышенных
температурах были рассмотрены на стр. 48. Свойства монокристалла чи-
стого железа при нагреве зависят только от ориентировки кристалла и
от совершенства кристаллической решетки. Поскольку такой случай на
практике почти не встре-
чается, а эксперименталь-
но изучить его очень труд-
но, нет необходимости его
подробно рассматривать.
Поведение # же поликри-
сталлического металла
при нагреве в значитель-
ной мере определяется
границами зерен вслед-
ствие их более высокой
энергии. При сравнитель-
но низком нагреве, ниже
температуры рекристал-
лизации, даже после силь-
ного наклепа границы зе-
рен при значительных де-
формациях и продолжи-
тельности испытания по-
вышают сопротивление
ползучести. Поэтому мел-
козернистый металл при
таком нагреве (для угле-
родистой стали 350—
450° С) обладает большей
теплоустойчивостью, чем
крупнозернистый; в част-
ности, металл после кри-
тической деформации и
отжига, приведших к по-
Рнс. 701. Влияние ванадия на прочность при высоких тем-
пературах низкоуглеродистой стали в зависимости от усло-
вий термической обработки [по Е Houdremont. Н. Bennek
u. Н Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933, S. 24—34]
лигонизации, имеет повы-
шенное сопротивление
ползучести (см. стр. 203).
Однако повышенная энер-
гия и искажения на границах зерен вызывают под действием приложен-
ных напряжений при сравнительно высоких температурах сильное вяз-
кое течение по границам. Поэтому крупнозернистый металл обнаружива-
ет при нагреве выше указанного температурного предела более высокое
сопротивление ползучести, чем мелкозернистый 318>. Этот температурный
предел тем ниже, чем больше деформирован металл, и не может быть
определен однозначно.
Эти соображения относятся только к чистому металлу и к твердому
раствору. В случае гетерогенной структуры, например у стали в резуль-
тате превращения, могут проявляться дополнительные факторы, влия-
ние которых перекрывает влияние величины зерна. К таким факторам
718) См. доп. Б9) на стр. 218.
СВОЙСТВА ванадиевых конструкционных сталей
901
относятся форма и расположение структурных составляющих, степень
распада твердого раствора, характер выделяющихся частиц и т. д.
Для характеристики сопротивления ползучести большое значение
имеет строение решетки, уровень сил межатомной связи и системы
скольжения. Аустенит обнаруживает более высокие температуры воз-
врата и рекристаллизации и сопротивление ползучести, чем а-феррит.
Порог рекристаллизации ферритных сплавов едва превышает 600° С; для
аустенитных сплавов он достигает 800—900° С. Поэтому аустенитные
сплавы обладают большей теплоустойчивостью, чем ферритные.
Легирующие элементы, которые повышают температуру рекристал-
лизации твердого раствора, повышают и его теплоустойчивость. 1 ак
влияют, например, молибден, вольфрам и кобальт (см. рис. 626).
Более значительно и при меньшем содержании влияют легирующие
элементы, повышающие твердость вследствие выделения мелкодисперс-
ных частиц в зернах твердого раствора. Такими частицами могут быть
специальные карбиды или нитриды, а также интерметаллические соеди-
нения. Если под действием температуры или приложенных внешних на-
пряжений наступает коагуляция, то она облегчает деформацию и сни-
мает упрочняющее влияние выделений. В качестве легирующих элемен-
тов следует брать карбидообразующие, если в сплаве присутствует
достаточное количество углерода. Это ванадий, а также титан, тантал,
ниобий, вольфрам и молибден *. Благоприятное влияние могут также
оказывать выделения нитридов и интерметаллических соединений, обра-
зуемых, например, молибденом, вольфрамом, танталом, ниобием и ти-
таном. Образуя твердый раствор, легирующий элемент может, кроме
того, повышать температуру его рекристаллизации или затруднять диф-
фузионные процессы, которые определяют выделение или коагуляцию об-
разовавшихся частиц* 319). Так действует, например, кобальт в быстроре-
жущей стали. Кобальт может также воздействовать на силы
межатомной связи, что характеризуется вызываемым им уменьшением
периода решетки, и непосредственно повышать теплоустойчивость (см.
главу «Кобальт», стр. 951). На рис. 702 видно, что с увеличением со-
держания ванадия предел ползучести по DVM повышается до ~0,9°/о V.
При более высоком содержании ванадия наблюдается снижение преде-
ла ползучести, так как трудно полностью перевести специальные карби-
ды в твердый раствор при термической обработке. Теплоустойчивость
зависит от характера распределения и размеров выделившейся фазы,
а тем самым (подобно изменению прочности при комнатной температу-
ре) и от температуры отпуска при улучшении. Это показано на рис. 703
для хромованадиевой стали. Влияние температуры закалки проявляет-
ся в том, что более высокий нагрев способствует растворению большего
количества карбидов ванадия и поэтому усиливает последующее выде-
ление их в мелкодисперсной форме. Как уже указывалось, отмеченная
здесь слебая взаимосвязь между пределом прочности при комнатной
температуре и теплоустойчивостью характерна только для легирован-
1 Автор допускает ошибку, не рассматривая хром, карбиды которого играют существенную
роль в упрочнении большинства технических жаропрочных сталей. Прим, р е д.
319) Не следует забывать, что некоторые элементы, независимо от образуемых ими упрочняю-
щих фаз (способствующих повышению жаропрочности), входя в твердый раствор, сообщают стали
требуемую высокую жаростойкость. Это относится прежде всего к хрому, который вводится во
всякую аустенитную основу железных сплавов в количестве тем большем, чем выше главным об-
разом требуемая от сплава жаростойкость. Никель усиливает положительное влияние хрома на
жаростойкость, причем степень его влияния увеличивается с повышением температуры. Так, прч
содержании никеля больше 60% достаточно уже 10—12% Сг для сообщения стали (сплаву) удов-
летворительной жаростойкости прн 1100—1200° С Легированные марганцем аустенитные стали обла-
дают меньшей жаростойкостью, чем легированные никелем.
902
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
ных сталей одного и того же типа; однако эта зависимость оказывается
вновь действительной для сталей, в которых в результате обработки
произошла коагуляция выделившихся частиц (табл. 191). Строго говоря,
если в условиях нагружения происходит превращение в кристаллах
твердого раствора, например у-> a-превращение, то сопротивление де-
формации сильно снижается вследствие атомных перемещений. Это сле-
дует иметь в виду в ряде специальных случаев 320>.
Существенное влияние на теплоустойчивость сталей оказывает
структура: Беннек и Бандель* 1 показали, что сталь со структурой, по-
лучаемой в промежуточной области, обладает (даже после отпуска при
Рис. 702. Влияние ванадия в
стали с 3% Сг на предел пол-
зучести ZVM (определенный в
кратковременных испытаниях)
(по неопубликованному исследо-
ванию /. Class]
Обозна- чение Химический состав, % Предел текучести Предел прочности Относи- тельное удлинение (/р = 5d) %
с SI Мп Cr Мн[мг нГ;мм2 Мн!мг кГ/мм*
1 0,18 0,34 0.37 3,11 410—450 41—45 580—600 58—60 32—38
2 0,19 0,31 0,38 2,94 660—740 66—74 760—850 76—85 20—15
3 0,23 0,35 0,39 2,98 700—780 70-78 840—900 84—90 19-16
4 0,18 0,36 0,39 3,01 780—850 78—85 900—970 90—97 18—15
5 0,21 0,36 0,37 2,99 660—780 66—78 850—940 85—94 18—13
температурах, значительно превосходящих температуру испытания) бо-
лее высоким пределом прочности по DVM, чем после закалки на мар-
тенсит и высокого отпуска. Более низкий предел ползучести имеет также
сталь с феррито-перлитной структурой. Поэтому для промышленных
жаропрочных улучшаемых сталей необходимо выбирать режим обра-
ботки, обеспечивающий получение бейнита как структуры, особенно бла-
гоприятной для теплоустойчивости (см. схематическую диаграмму на
рис. 704). Для этой цели следует определить охлаждение среды приме-
нительно к данному содержанию легирующих элементов и величине зер-
на. С увеличением содержания легирующих элементов изменяются и тем-
пературные границы перлитной, промежуточной и мартенситной обла-
s2n) В последнее время это явление, наблюдающееся у стали и в интервале аустенитно-мар-
тенситного превращения (или прн отпуске), используется для проведения бездеформационной за-
калки, достигаемой благодаря легкой правке [66].
1 И. Bennek u. G. Bandel. Techn. Mitt. Krupp, Forschungsber., 6, 1943, S. 143—476; Stahl u.
Eisen, 63, 1943, S. 653—659, 673—684, 695—700.
свойства ванадиевых конструкционных сталей
903
стей превращения. Поэтому при увеличении содержания хрома или
молибдена в определенных пределах снижаются значения жаропроч-
700 600 900 1000 1100 1200Ни/н*
Предел прочности
Рис. 703. Предел ползучести стали с
0,2% С; 2,8% Сг; 0,4% Мо; 0,8% V и
0,4% W при различных температурах в
зависимости от прочности при комнатной
температуре [по неопубликованным иссле-
дованиям G. Bandel}:
1 — предел ползучести (DVM) в кратко-
временных испытаниях; 2 — предел ползу-
чести для 0,5% остаточной деформации в
год (продолжительность испытания 1000 ч)
ности. Так, из рис. 705 видно, что
максимальные значения предела
ползучести (по DVM), отвечающие
структуре бейнита, с увеличением
скорости охлаждения сдвигаются к
более низким содержаниям хрома.
Преимущество структуры бейни-
та при 500° С сохраняется и при дли-
тельных испытаниях до четырех лет
(рис. 706). Наоборот, по данным
Тейса ', повышение прочности пу-
тем понижения температуры отпус-
ка, позволяющее повысить предел
ползучести, при кратковременных
испытаниях по DVM (см. рис. 703)
не дает преимущества при длитель-
ных испытаниях (табл. 191).
Различие в свойствах разных
структур, как уже указывалось, не
устраняется отпуском при темпера-
турах выше рабочей температуры
деталей; обычно такой отпуск прово-
Обозначения структуры
Рис. 705. Влияние хрома на структуру и
предел ползучести (DVM) сталей с 0,007—
0,13% С и 0,55—0,60% Мо в зависимости
от термической обработки (цифры на диа-
грамме характеризуют тип структуры, по-
казанной на рис. 704) [по Н. Bennek и.
G. Bandel. Techn. Mitt. Krupp. Forschungs-
ber., 6, 1943, S. 143-176]
Рис. 704. Влияние структуры на дли-
те-ьную прочность улучшенной стали
[поЯ. Bennek u. G. Bandel. Techn. Mitt
Krupp. Forschungsber., 6, 1943, S. 143—
176]
/ — преобладает феррнто-перлитиая
структура; 6 — преобладает структура
продуктов превращения в промежуточ-
ной области; 10 — преобладает струк-
тура отпущенного мартенсита
дят для того, чтобы избежать изменений в структуре при температуре ра-
боты. Причины благоприятного влияния структуры бейнита на теплоус-
1 Е. Theis. Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 619—624.
Т а б л и ца 191. Предел ползучести (по DVM) различных сталей при 500° С в зависимости от исходной прочности1
Сталь Химический состав Термическая обработка Предел про- чности Предел ползучести при кратковременных испытаниях (noDVM)
с Мп Сг Мо V 1 § 1 кГ,ммг 5 к кГ мм2 МН!М.2 кГ/мм2
А 0,22 0,68 0,13 0,30 — 900° С, 720° С, 900° С, 680° С, масло; 6 ч, печь 530° С масло; 5 ч, воздух 554 650 55,4 65,0 254 25,4 135 195 13,5 19,5 140 160 14,0 16,0 75 80 7,5 8,0
В 0,15 0,74 0,75 0,42 — 900° С, 720° С, 900° С, 500° С, масло; 5 ч, печь 500° С масло; 2 ч, воздух 566 777 56,6 77,7 315 470 31,5 47,0 210 235 21,0 23,5 160 180 16,0 18,0 95 100 9,5 10,0
С 0,21 0,60 0,76 0,56 0,16 950° С, 720° С, 680° С, масло; 3 ч, печь 500° С 4 ч, печь 600° С 752 860 75,2 86,0 418 509 41,8 50,9 300 380 30,0 38,0 210 235 21,0 23,5 145 145 14,5 14,5
D 0,17 0,26 1,09 0,54 0,19 950° С, 660° С, масло; 2 ч, воздух 910 91,0 524 52,4 320 32,0 280 28,0 150 15,0
Е 0,25 0,34 1,05 0,52 0,20 950° С, 700° С, масло; 2 ч, воздух 820 82,0 475 47,5 320 32,0 270 27,0 170 17,0
F 0,29 0,34 1,04 0,60 0,19 950° С, 700° С, масло; 2 ч, воздух 892 89,2 484 48,4 360 А 36,0 270 27,0 150 15,0
G 0,20 0,82 1,40 0,56 0,21 950° С, 700° С, масло; 2 ч, печь 500° С 850 85,0 464 46,4 265 26,5 240 24,0 155 15,5
’ Е. Theis. Stahl u. Eisen, 71, 1951 , S. 619—624.
СВОЙСТВА ВАНАДИЕВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
905
тойчивость при 500° С полностью еще не выяснены. Их следует искать в
особенностях превращения в промежуточной области, в характерном
механизме распада твердого раствора, а также в строении и составе об-
разующихся карбидов *’1 2. Карбиды достигают равновесного состояния
лишь после длительного отпуска при повышенных температурах или
очень длительного нагружения при нагреве. Карбиды промежуточного
типа в зависимости от предшествовавшего превращения могут характе-
ризовать особое поведение стали при нагреве; это было показано на при-
мере карбида М02С в хромоникелемолибденовой стали 2. Однако подоб-
ное влияние структуры бейнита наблюдается и в нелегированных сталях.
Рис. 706. Свойства хромомолибденовой стали с 0,31% С,
0,51% Мп; 1,61% Сг; 1,28% Мо и 0,1% V (при нагружении
при 500° С) fno Н. Bennek и. G. Bandel. Techn. Mitt.
Krupp. Forschungsber., 6, 1943, S. 143—176]
а также в сталях, не содержащих молибдена или ванадия. Возможно по-
этому, что определенное влияние оказывает также специфичное блочное
строение, которое возникает в феррите в результате промежуточного пре-
вращения.
В условиях длительного нагружения выше 500° С все более важное
значение приобретает стабильность структуры. При 600° С феррито-
перлитная структура (с пластинчатым перлитом) отличается иногда
большей стабильностью и соответственно теплоустойчивостью, чем струк-
тура, образовавшаяся в результате отпуска мартенсита или бейнита.
Грубая перлитная структура может в этих условиях обеспечить лучшие
свойства 3’4.
В углеродистых сталях обнаруживается отчетливое влияние величи-
ны зерна, обусловленное процессами раскисления и деазотирования;
мелкозернистые стали, как правило, отличаются более низкой теплоус-
тойчивостью, чем крупнозернистые. Однако показанное на рис. 707 влия-
ние величины зерна, определенного по способу Мак-Квэд-Эна, неодно-
значно и связано, должно быть, главным образом с ролью азота, кото-
рый может вызывать выделение нитридов в феррите, что повышает
1 См. также V. Wyss. Von Roll-Mitt, 71, 1948, S. 51—70; L. Habraken. Rev. Univ. Mints, 9, Ser.
95, 1952, p. 281—284.
2 F. Wever, A. Krisch u. H. I. Wiester. Arch. Eisenhiittenw., 26, 1955, S. 463—474.
3 Cm. ch. 1 на стр. 902.
4 См. также G. Delbart et M. Ravery. Rev. Met, 47, 1950, p. 215—234, 49, 1952, p. 67—88.
906
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
теплоустойчивость321). Этот эффект подавляется, если азот в результате
раскисления алюминием связан в нитридах алюминия. Поэтому для мел-
козернистых сталей предел ползучести (по DVM) может быть повышен,
если их предварительно нагревать до 1100—1170° С для растворения
нитридов алюминия *. В то же время подобный перегрев не может
улучшить теплоустойчивости крупнозернистых сталей. В легированных
сталях влияние величины зерна может в значительной мере перекры-
ваться воздействием иных процессов, например выделением фаз из твер-
дого раствора и изменениями в структуре. ~
чести при кратковременных испытаниях
0 без
Al At
ПО
t
15
Ю
£
%
®
«Я
°G
°CN
•Л"
®
•/?
•0
•GN
Побка и нормальный оттиг
Отт и г 10 и про 700° С
Отт иг на крупное зерно
Рекристаллизационный оттиг
Питое состояние
Питье и нормализация
Повышение предела ползу-
DVM не всегда влечет за
собой улучшение жаро-
прочности при
EN
GN
бввОмкм1
150
0°
ON
л
®.®
°0N'£
1^,^-
ъ Л 3
°
t),1-0,37.C
О-
®®
®
100
o,
0220mkm‘
©
°о
£
t
0,1-0,57.0
50
'с
-10
2
Ǥ 0 1000 3000 5000 8 6 6
Величина зерна феррита Величина зерна по ASTM
НКНг
Рнс. 707. Зависимость между величиной зерна, получаемой
при первичной кристаллизации и предварительной обработ-
ке, и пределом ползучести по DVM углеродистой стали при
500° С [по Н. Bennek u. G, Bandel. Techn. Mitt. Krupp.
Forschungsber., 6, 1943, S. 143—176]
прочности при длитель-
ных испытаниях. Образо-
вание крупного или не-
одинакового зерна может
при определенных усло-
виях привести к увеличе-
нию склонности к хруп-
кому излому.
При свойственных со-
временной технике высо-
ких температурах (немно-
го выше 800° С) металли-
ческая связь оказывает-
ся не способной препятст-
вовать пластической де-
формации твердого рас-
твора 2. В этом отноше-
нии она уступает более
прочной химической, точ-
нее валентной или ионной
связи, свойственной спе-
каемым сплавам на осно-
(см., например, стр. 889).
ве карбидов, нитридов, боридов или окислов
Наряду с такими тугоплавкими металлами, как вольфрам, молибден и
тантал, имеющими высокую температуру рекристаллизации (900—
1200°С), для работы при температурах выше 800°С следует применять
материалы, состоящие из указанных выше химических соединений. Осо-
бого упоминания заслуживает карбид кремния SiC, обладающий хоро-
шей окалиностойкостью и низкой плотностью. При использовании спе-
каемых материалов на основе связующего металла необходимо помнить,
что в условиях длительного нагружения решающим фактором является
жаропрочность этого связующего металла 322>. Еще более высокими свой-
ствами в этой группе материалов обладает графит. Он как будто имеет
наивысшие свойства вследствие исключительно высокой температуры
плавления и рекристаллизации и низкой плотностью. Можно думать, что
окисление графита при высоких температурах удастся предупредить со-
321) Повышение сопротивления ползучести, вызываемое выделениями (нли деформационным
старением), протекающими во время самого испытания, дает минимум на кривой для сплавов,
построенной в координа!ах деформация — скорость ползучести [67, 5].
1 С. В. Born u. W. Koch. Stahl u. Eisen, 72, 1952, S. 1268—1277.
2 Неправильное утверждение, так как существуют металлические сплавы, работающие до
900—950° С. П р и м. р е д.
322) См. доп. зз9) на стр. 925.
СВОЙСТВА ВАНАДИЕВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ сталей
907
зданием достаточно устойчивых защитных слоев или путем применения
инертной газовой атмосферы. Обзор развития жаропрочных материалов
дан здесь только в общем виде. Подробное рассмотрение в этом свете чи-
стых металлов: вольфрама, молибдена, тантала, так же как и спекаемых
материалов и графита, выходит за рамки этой книги.323
Раньше (стр. 49) уже указывалось, что одно только определение
предела ползучести при кратковременных испытаниях по DVM недоста-
точно, чтобы в полной мере характеризовать жаропрочные свойства ма-
териала в условиях дли-
тельного нагружения. От-
сюда вытекает необходи-
мость проведения дли-
тельных испытаний, при-
чем в зависимости от сро-
ка службы машин и со-
оружений в реальных ус-
ловиях эксплуатации про-
должительность этих ис-
пытаний может составить
до 100 тыс. ч (или по
крайней мере это условие
следует учитывать) 324>.
Продолжительные ис-
пытания необходимы
прежде всего потому, что
жаропрочные стали могут
обнаруживать склонность
к разрушению по грани-'
цам зерен даже при не-
большом течении мате-
риала. Таким образом, оп-
ределение только скоро-
сти деформации (удлине-
ния) недостаточно, чтобы
гарантировать конструк-
цию от поломки. Микро-
структурный анализ пока-
Рис. 708. Относительное сужение при разрушении в горя-
чих испытаниях растяжением н при длительном нагруже-
нии в зависимости от температуры и продолжительности на-
гружения стали для крепежных деталей, имеющей 0,11% С;
O,21«/o Si; 0,38% Мп; 0,66% Сг; 1,49% Ni и 0,89% Мо. Пред-
варительная термическая обработка: 930° С, масло; 6 ч при
570—580° С. печь [по неопубликованным исследованиям G.
Bandel, 1943]
зал, что на границах зерен
разрушившейся таким образом стали были разрыхления и имелись тре-
щины, преимущественно на трех границах зерен, расположенных перпен-
дикулярно к цаправлению растяжения (см. рис. 712). Уже указывалось
(см. стр. 52), что температура, выше которой излом идет по границе зе-
323) Ниже (стр. 925) о таких тугоплавких металлах все же говорится. Поэтому целесообразно
заметить, что чистые тугоплавкие металлы (молибден, вольфрам, ниобий, тантал и др.), несмотря
на очень высокую температуру плавления, обладают сравнительно низкой жаропрочностью, и ос-
новное применение для этой цели получают сплавы на основе этих металлов. Молибденовые спла-
вы имеют высокую жаропрочность при температурах до 1500° С, а вольфрамовые — при еще более
высоких температурах. Сплавы ниобия имеют удовлетворительную жаропрочность при 1100—1200° С.
Наибольшее внимание уделяется сплавам молибдена и ниобия, так как они. кроме того, отли-
чаются меньшим удельным весом. Однако серьезными проблемами при использовании таких спла-
вов являются сообщение им достаточной жаростойкости и понижение критической температуры
хрупкости. Последняя у молибдена лежит около 0° С, а у вольфрама и хрома она значительно
выше. Введение, например, рення( -~50%) понижает критическую температуру хрупкости молибде-
на до —150° С. Подробнее см. [5].
324) В последнее время проведены по единой программе в ряде стран (ФРГ, США, Франции,
Чехословакии, Швеции, Швейцарии) обширные исследования жаропрочных сталей разных типов
применительно к длительному сроку службы (до 100 000 ч). Результаты этих исследований публику-
ются в периодической печати (см., например, 68].
90S
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
рен, а ниже (при комнатной) — по зерну, на основании не слишком яс-
ных представлений назвали эквикогезивной. Можно принять, что при
кратковременных испытаниях на растяжение она лежит около 600° С (бо-
лее точное определение производили лишь в небольшом числе испыта-
ний) и при длительных испытаниях сдвигается к более низким темпера-
турам (рис. 708). Процесс разрушения по границам зерен, по-вйдимому,
зависит не только от температуры и напряжений, но и от времени. Если
напряжения значительно превосходят предел ползучести для соответ-
ствующих температур или если рекристаллизация развивается уже в та-
кой степени, что происходит значительное течение металла, то этот про-
цесс становится длительным и образуется излом, похожий на получае-
мый при кратковременных испытаниях на растяжение. Ерш же сопро-
тивление ползучести, наоборот, велико, то и напряжения по границам зе-
рен соответственно высоки; это вызывает образование за сравнительно
короткое время межкристаллитного излома почти без пластической де-
формации. Чем выше температура, тем легче протекают диффузионные
процессы, ослабляющие связи на границах зерен, и тем меньше стано-
вится сопротивление ползучести, вследствие которого наступает дефор-
мация самого зерна, а следовательно, разгружение границ зерен. Если
во время нагружения внутри зерен выделяются специальные карбиды
критической степени дисперсности, например Мо2С, что сильно повышает
сопротивление ползучести зерен, то возрастает чувствительность при по-
вышенном нагружении к образованию межкристаллитного излома с не-
значительной деформацией *. Е1о этим причинам именно стали с осо-
бенно высоким пределом ползучести сильно чувствительны к образова-
нию хрупкого излома с малой деформацией1 2. Если же, наоборот, в
процессе длительного нагружения происходит коагуляция карбидов, по-
нижающая предел ползучести, то разрушению предшествует значитель-
ная деформация. Эта деформация, приблизительно определяемая по от-
носительному сужению при изломе, наблюдается при повышении темпе-
ратуры и более коротких выдержках; одновременно уменьшается дли-
тельная прочность3 (см. рис. 708).
Из рис. 709 и к нему табл. 192 видно, что стали, особенно с высоким
пределом ползучести по кратковременным испытаниям (DVM), разру-
шаются при нагружениях, меньших этого предела, при очень длитель-
ных испытаниях. Кривые для надрезанных образцов всегда лежат выше
кривых для гладких образцов, так как надрез затрудняет течение при
кратковременном нагружении. Е1ри длительных нагружениях кривые
для надрезанных образцов, особенно из сталей, чувствительных к меж-
кристаллитному излому, лежат ниже, чем для гладких образцов. Это
связано с тем, что накопление напряжений у основания надреза облег-
чает наступление хрупкого излома. В связи с этим при конструировании
деталей из стали высокой жаропрочности необходимо по возможности
избегать различных надрезов и резких переходов по сечению. Особенно
чувствительна к межкристаллитному хрупкому излому хромоникелемо-
либденовая сталь 3 (табл. 192), имеющая высокий предел ползучести по
DVM. Хрупкий излом при нагреве впервые наблюдали на крепежных
1 F. Wever. A. Krisch u. Н. J. Wiester. Arch. Eisenhuttenw., 26, 1955, S. 465—474.
2 См., например, А. Е. White. С. L. Clark a. R. Wilson. Proc. Amer. Soc. Test. Mat., 35,
1935, 11, p. 167—192; Trans. Amer. Soc. Met., 25, 1937, p. 863—888; 26, 1938, p. 52—80; E. Houdremont.
Mitt. Ver Grosskesselbes., 63, 1937, S. 229—242; Stahl u. Eisen, 59, 1939, S. 1—8; W. Ruttmann,
G. Bandel u. R. Schinn. Arch. Eisenhuttenw., 21, 1950, S. 225—233; A. Thum u. K. Richard. Arch.
Eisenhuttenw. 15. 1941—1942, S. 33—45: Mitt. Ver. Grosskesselbes., 85, 1941, S. 171—197; Schweizer.
Arch, angew. Wiss. Techn., 19, 1953. S. 235—245.
3 См. также G. Glen. J. Iron Steel Inst., 179, 1955, p. 320—336.
СВОПСТВЛ ВАНАДИЕВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
909
деталях именно из этой стали *. Более длительный и высокий отпуск
этой стали понижает чувствительность к хрупкому изложу и предел пол-
зучести по DVM и уменьшает возможность чрезмерных напряжений на
границах зерен. Такая же сталь оказалась весьма пригодной для изго-
товления турбинных дисков, которые работают под напряжениями, зна-
чительно меньшими предела ползучести (по DVM) и в которых не воз-
Время у
Рис. 709. Длительная про* ность н относительное удлинение при разрушении прн 500° С для
сталей, указанных в табл. 192. [по.1. Thum и. К. Richard. Schweiz. Arch, angew. Wiss. Techn.,
19, 1953, S. 235—245]
никают пики напряжений 1 2. В соответствии с этим длительная проч-
ность сталей 2, 6, 7 и 8, имеющих после высокого отпуска сравнительно
равновесную структуру, снижается замедленно, а более низкоотпущен-
ных сталей 3 и 5 — ускоренно уже после выдержки в 1000 ч.
На рис. 710, а продолжительность испытаний до образования хруп-
кого излома при нагреве обнаруживает значительное рассеяние. Следу-
ет указать, что при длительных испытаниях, даже на образцах из стали
одной плавки и после одинаковой термической обработки наблюдается
1 Литературный обзор, составленный F. Wever, A. Krisch u. Н. J. Wtester. Arch. Cisenhut-
ten w„ 26, 1955, S. 463—474.
2 Ошибочно, такие пнкн существуют в местах крепления лопаток. Прим. ред.
Таблица 192. Химический состав, термическая обработка и механические свойства
при комнатной температуре сталей, указанных на рис. 709
Номер стали Химический состав, % Термическая обработка Предел теку- чести Предел прочности Относительное уд- линение Zo = 5d (Zo = 10d), % Относительное су- жение, %
с Si Мп Сг Мо Ni V Осталь- ные элементы л у Мн № кГ мм2
1 0,17 0,85 0,39 0,92 0,56 — — — 920° С, воздух; 650° С, воздух (300) (30) 450 -550 (45—55) (18) —
2 0,18 0,23 0,53 1,50 — — 0,34 — 950° С. воздух; 750° С, воздух 420—430 42—43 565 56,5 29,5 73
3 0,11 0,22 0,46 0,72 0,88 1,53 — — 870° С, масло; 590° С, воздух 790 79 891 89,1 20,5 75
4 0,30 0,27 0,51 1,61 1,28 — 0,10 — 950° С, воздух; 680° С, воздух 740 74 910 91 18,8 65
5 0,31 0,37 0,61 2,58 0,26 — 0,48 — 850° С. вода; 600° С, воздух 1100 НО 1240 124 16,4 60
6 0,22 1,02 0,57 1,11 1,30 — 0,15 — 870° С, масло; 640° С, воздух 770 77 896 89,6 (Ю.9) 56,3
7 0,22 0,38 0,53 1,62 0,43 — 0,39 — 950° С, масло; 680° С, воздух — — (800) (80) — —
8 0,28 0,ЗТ 0,47 1,26 — — 1,03 — 1050° С, масло; 740° С, воздух 730 73 820 82 18,0 66
9 0,19 0,36 0,34 2,71 0,51 — 0,74 0,48 W 1060° С, воздух; 680° С, воздух 870 87 989 98,9 18,0 71
10 0,10 0,35 0,20 18-20 1,0 —“ — — 750—800° С, воздух — — 500-600 (50—60) — —
11 0,10 0,60 0,62 18,0 — 8,40 — 0,67 Ti 1030° С, вода >270 >27 600—750 (60—75) >45 —
СВОЙСТВА ВАНАДИЕВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
911
значительный разброс результатов. Это может быть вызвано, например,
ликвацией в слитке, различной степенью уковки поверхностных слоев и
сердцевины в больших поковках, неодинаковым распределением темпе-
Рис. 710. Продолжительность пребывания под нагрузкой до разрушения
178 образцов хромоникельмолибден* вэй стали (с) и различных легирован-
ных жаропрочных сталей (б) в длительных испытаниях при 500° С [по
W. Ruttmann. Mitt. VGB, No. 70, 1938, S. 232—295; W. Tofaute.
Дискусия по статье E. Siebel u. K. Mellinger. Arch. Eisenhiittenw.,
13, 1939—1940, S. 387—396}
ратур при термической обработке, а также погрешностями в измерении
напряжений и температур при выполнении эксперимента; эти погрешно-
сти трудно устранить при очень длительных испытаниях Известное
1 См. также Н. Zschokke. ВВС —Mitt., 40, 1953, S. 199—209.
912
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
влияние оказывают, кроме того, различия в химическом составе отдель-
ных плавок.
Из приведенных для сравнения на рис. 710, б результатов испыта-
ния сталей, не содержащих никеля (см. также рис. 709), напрашивается
вывод, что в присутствии никеля усиливается чувствительность к хруп-
кому излому при нагреве, однако такие обобщения на основании испы-
тания только одной стали, обработанной для получения особенно высо-
кого предела ползучести при кратковременных испытаниях, были бы
рискованными. Уже указывалось, что хромоникелемолибденовая сталь
нечувствительна к такому излому, если ее отпускают при более высоких
температурах и переводят в более равновесное состояние, и что стали,
Рис. 711. Карбиды, осажденные в лаковой реплике (крупные карбиды же
леза и игольчатые карбиды молибдена Мо С) стали с 0,14% С, 0,77% Сг.
0.94% Мо и l,60%Ni после выдержки при 500° С в течение 2722 час. без
нагружения. Термическая обработка: 930°, воздух; 570° С, 3 часа, воздух
[no F. Wever u. A. Schrader. Arch. Eisenhiittenw.. 26, 1955, S- 475—481] X
25 000
ье содержащие никеля, разрушаются хрупко, если они подвергаются об-
работке, критической в смысле температуры нагрева и продолжитель-
ности выдержки.
Образование окислов на поверхности излома и в трещинах позволи-
ло предположить, что хрупкий излом при нагреве вызывается окислени-
ем (окалинообразованием), начинающимся извне и проходящим по гра-
ницам зерен'. Испытания показали, что процесс разрушения может
быть ускорен при наличии коррозии по границам зерен. Однако до сих
пор нет убедительных доказательств того, что этот процесс вызывает из-
лом. В частности, при испытании в инертной атмосфере также образо-
ватся межкристалитный хрупкий излом1 2. Удалось установить, что
в упомянутой выше хромоникелемолибденовой стали во время длитель-
ного нагружения около 500° С как внутри, так и по границам зерен вы-
деляется специальный карбид молибдена М.02С в очень мелкодисперсном
виде (рис. 711). В результате сопротивление ползучести для зерна по-
1 А. Е. White, С. L. Clark a R. L. Wilson. Trans. Amer. Soc. Met., 25, 1937, p. 863—888;
26, 1938, p. 52—80.
- .1. E. Ruttmann, G. Bandel u. R. Schinn. Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, S. 225—233,
СВОЙСТВА ВАНАДИЕВЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
913
вышается так сильно, что происходит разрыв по границам зерен и воз-
никает хрупкий излом при нагреве. Если ту же сталь отпустить при
более высокой температуре или с более продолжительной выдержкой,
то уже в процессе отпуска образуются и коагулируют специальные кар-
биды; вследствие этого понижается предел ползучести, излом происходит
при меньшем нагружении и ему предшествует большая деформация '.
Принципиально все стали чувствительны к хрупкому излому при нагре-
ве или по крайней мере обнаруживают в процессе длительного нагрева
снижение относительного удлинения при разрушении, сопровождающее-
ся межкристаллитным изломом. Исключением являются хромистые
ТйОкйк/м* 2320*0*/»* i 2230x3*/^
' ( 7,8 кГ- н/снг)
I---—„....
Рис. 712. Ударная
вязкость и струк-
тура жаропрочной
стали после дли-
тельного нагрева
(7920 ч) при
500° С до разру-
шения под напря-
жением менее
150 Мн!м~
(15 кГ/мм2). Тре-
щины по границам
зерен вблизи от
места разрушения
[поЁ. Houdremont.
Stahl u. Eisen. 59.
1939, S. 1—8]
стали, содержащие от 4 до 17% Сг, даже если они легированы молибде-
ном, ванадием, вольфрамом или ниобием.
Первые признаки ухудшения свойств материала вследствие ослаб-
ления границ зерен обнаруживаются более отчетливо не при микроана-
лизе, а по снижению ударной вязкости 2, так как при этом возникают
внутренние микронадрезы.
По этой причине неоднократно указывали, что ухудшение свойств
материала при длительных испытаниях проявляется в виде «охрупчи-
вания» и связывали его иногда с отпускной хрупкостью, считая, что оба
эти явления возникают в результате нагрева на одни и те же темпера-
туры. Применение термина «охрупчивание» в этой связи мало удачно.
Возможно, что в этом интервале температур происходят процессы выде-
ления, которые могут снижать ударную вязкость и без того, чтобы меха-
нические напряжения вызвали межкристаллитное разрушение. Наоборот,
возможно также, что местная концентрация напряжений, например вбли-
зи надреза, вызывает при длительных испытаниях нарушения по грани-
цам зерен и тем самым понижает ударную вязкость на этих участках;
в то же время в других менее напряженных участках ударная вязкость
не изменяется (рис. 712). Охрупчивание, проявляющееся в виде отпуск-
ной хрупкости, может быть устранено термической обработкой, тогда
как ухудшение свойств в результате разрыва по границам зерен нельзя
1 См. сн. 1 иа стр. 908.
2 A. Thum и. К. Richard. Arch. Eisenhuttenw., 16, 1941—1942, S. 33—45; 20, 1949, S. 229—242.
58 Э. Гудремон, т. II
914
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
полностью или по крайней мере частично исправить Следовало бы
поэтому различать охрупчивание без воздействия приложенных извне
напряжений и ухудшение, вызываемое ослаблением границ зерен в ре-
зультате воздействия критических напряжений в этом же температурном
интервале. Термин «охрупчивание» надо применять для первого процес-
са. Установлено, что стали, чувствительные к отпускной хрупкости, при
длительных испытаниях под нагрузкой разрушаются не быстрее сталей,
не склонных к отпускной хрупкости в обычном понимании. В то же время
на хромоникелемолибденовых сталях, не чувствительных к отпускной
хрупкости, впервые было обнаружено явление хрупкого излома при на-
греве. Само собой разумеется, что охрупчивание материала может уси-
ливать чувствительность к хрупкому излому при нагреве, так как выде-
ления карбидов ослабляют границы зерен или повышают сопротивление
ползучести внутри зерен, усиливая поэтому напряжения на их гра-
ницах * 325>.
В табл. 193 приведены состав и свойства важнейших сплавов на
ферритной основе, применяемых при 550—600° С; эти сплавы были раз-
работаны в течение последних двух десятилетий. Приведенные значения
характеристик отвечают нижнему пределу области рассеивания при ис-
пытаниях. Курсивом указаны при этом значения, полученные лишь в еди-
ничных работах. Значения свойств для 100 000 ч в большинстве случаев
получены экстраполяцией, но по крайней мере с 20—40 тыс. ч. Выше
было уже указано на значительное рассеивание результатов длительных
испытаний.
Стали с ферритной структурой применяются после нормализации
или высокого отпуска. Нормализация может иметь значение лишь для
низколегированных сталей. Отпуск при 600—700° С предотвращает те
изменения в структуре, которые могли бы происходить под действием
напряжений при температуре эксплуатации. Поэтому ни в коем случае
нельзя отказываться от такого отпуска. При закалке высоколегирован-
ных сталей необходимо подбирать условия охлаждения таким образом,
чтобы обеспечить возможно более полное превращение в промежуточной
области. Однако и в этих случаях необходимо устанавливать температу-
ру отпуска выше температуры эксплуатации.
В сталях всех приведенных составов молибден наряду с хромом яв-
ляется самым важным легирующим элементом, повышающим сопротив-
ление ползучести; хром наиболее значительно улучшает прокаливае-
мость. Кроме того, в качестве сильного карбидообразующего элемента
в стали присутствует ванадий (которым заменяли молибден в период
войны), а также вольфрам. Лучшую устойчивость при длительных ис-
пытаниях наряду с молибденованадиевой сталью (например, 17MoV8 4)
имеют: хромистая сталь с 3% Сг и добавками молибдена, ванадия и
вольфрама (21 CrVMoW 12) и хромистые стали с 2% Сг и добавками
молибдена, ванадия, а в некоторых случаях также кобальта, ниобия и
1 A. Thum ц. К- Richard. Schweizer. Arch, angew. Wiss. Techn., 19, 1953, S. 235—245.
325) В отечественной литературе охрупчивание, заключающееся в сильном повышении крити-
ческой температуры хрупкое!и стали в результате длительного нагрева без нагрузки, называют
тепловой хрупкостью. Понижение пластичности н вязкости (главным образом относительного удли-
нения и сужения) в результате длительного нагрева под нагрузкой предлагалось называть «ста-
тической тепловой хрупкостью», «тепловым ослаблением». Мы предложили называть этот вид
охрупчивания необратимой тепловой хрупкостью, так как тепловая хрупкость первого вида — явле-
ние полностью обратимое, а хрупкость второго вида связана с необратимыми процессами
Обратимая тепловая хрупкость не вызывает разрушения детали непосредственно при рабочей тем-
пературе. Однако в ряде сталей оба вида тепловой хрупкости накладываются одни На другой, что
может облегчить возникновение трещин по границам зерен вследствие понижения сопротивления
отрыву. Подробнее см. [5].
Таблица 193. Химический состав а свойства при нагреве жаропрочных ферритных сталей
Обозначение no DIN 17006 Химический состав, % Свойства при 500° С
с Si Мп Сг Мо Остальные элементы предел прочности предел ползучести для удлинения на 1% при испытании
1000 ч 10 ООО « too 000ч
Мн‘мг кГ/мм2 Мн/м* 1 1 3 а; кГ мм? I 1 2
(14 Мп 4) 0,10-0,18 0,30—0,50 0,90—1,20 — 450—500 45—55 70 7 40 4 25 2,5
15 Мо 3 0,12-0,20 0,15—0,35 0,50—0,80 — 0,25—0,35 — 450—550 45—55 150 15 ПО 11 80 8
16 СгМо 4 0,13—0,20 0,15—0,35 0,50—0,80 0,9—1,2 0,20—0,30 550—700 55—70 140 14 105 10,5 70 7
21 MoV 6 3 0,17—0,25 0,15—0,35 0,50—0,70 — 0,60—0,70 0,25-0,35 V 550—700 55—70 230 23 170 17 ПО 11
16 СгМо 4 4 0,13—0,20 0,15—0,35 0,50—0,80 0,9—1,2 0,4—0,5 — 550—750 55-75 210 21 125 12,5 90 9
13 СгМо V 4 2 0,10 -0,18 0,15-0,35 0,40—0,70 0,9—1,2 0,2—0,3 0,15—0,25 V 500—650 50—65 250 25 •— — — —
10 CrSiMoV 7 (8 CrSiMoV 9) <0,12 0,9-1,2 0,35—0,75 1,6—2,0 0,25—0,35 0,25-0,35 V 500—650 50—65 — — 150 15 100 10
10 СгМо 9 10 <0,15 <0,50 0,30—0,60 2,0—2,5 0,9—1,1 — 500—650 50—65 — — 160 16 100 10
12 СгМо 19 5 <0,15 0,30—0,50 0,30—0,60 4,0—6,0 0,45—0,65 — 420 42 100 10 90 •9 70 7
17 Мо V 8 4 0,15—0,20 0,15—0,35 0,30—0,60 — 0,70—0,90 0,30—0,50 V 700 -800 70-80 — — — — 160 16
24 CrMoV 5 5 0,20—0,28 0,15—0,35 0,30—0,60 1,2—1,5 0,50 -0,60 0,15—0,25 V 700—850 70-85 230 23 170 17 115 11,5
30 CrMoV 9 0,26—0,34 0,15—0,35 0,40—0,70 2,3—2,7 0,15—0,25 0,10-0,20 V 900—1100 90—110 — — 120 12 95 9,5
28 CrNiMo 4 4 0,24—0,32 0,15—0,35 0,30—0,50 1,0—1,3 0,4—0,50 1,0—1,8 N1 800—950 80—95 170 17 130 13 95 9,5
21 CrMoV 5 И 0,17—0,25 0,30—0,70 0,30—0,50 1,2—1,5 1,0—1,2 0,25—0,35 V 700—850 70—85 250 25 190 19 140 14
20 CrMoV 13 5 0,17—0,23 0,15—0,35 0,30—0,50 3,0—3,3 0,50—0,6 0,45—0,55 V 850—900 85—90 210 21 120 12 — —
21 CrMoW 12 0,18-0,25 0,15—0,35 0,30—0,50 2,7—3,0 0,35—0,45 0,75—0,85 V 0,30—0,45 W 850—950 85—95 330 33 260 26 200 20
X 22 CrMoV (W) 12 1 0,18—0,26 0,15—0,40 0,40—0,70 11,0—12,5 0,9—1,2 0,4—0,8 Ni, 0,25—0,35 V. (0,4—0,6 W) 800—1000 80—100 300 30 250 25 200 20
Продолжение табл. 193
Обозначение по DIN 17006 (14 Мп 4) 15 Мо 3 16 CrMo 4 21 MoV 6 3 16 CrMo 4 4 13 CrMoV 4 2 10 CrSiMoV 7 (8 CrSiMo V 9) 10 CrMo 9 10 12 CrMo 19 5 17 Mo V 8 4 24 CrMoV 5 5 30 CrMoV 9 28 CrNiMo 4 4 21 CrMoV 5 11 20 Cr Mo V 13 5 21 Cr Mo W 12 X 22 CrMoV (W) 12 1 Свойства при 500° С Свойства при 550° С
длительная прочность при испы- тании предел ползучести для удлинения на 1% при испытании длительная прочность при испытании
10 Л 90 215 160 300 290 370 320 260 150 420 300 320 250 340 330 400 400 00 ч J ьг 9 21,5 16 30 29 37 32 26 15 42 30 32 25 34 33 40 40 10 с й 55 160 130 220 180 210 200 120 250 220 180 190 250 180 320 310 00 ч I fe" 5,5 16 13 22 18 21 20 12 25 22 18 19 25 18 32 31 100 Й а? 35 100 95 140 125 160 140 90 180 150 130 130 180 100 220 250 300 ч 1 и 3,5 10 9,5 14 12,5 16 14 9 18 15 13 13 18 10 22 25 предел чести кратко! ных ИС ния Л л ж 30 120 100 200 150 150 100 130 100 200 140 150 220 170 230 250 ползу- При зремен- пыта- по DVM «4 fe 3 12 10 20 15 15 10 13 10 20 14 15 22 17 23 25 1 0 й 70 140 130 80 95 75 130 70 170 240 230 00 ч I fe 7 14 13 8 9,5 7,5 13 7 17 24 23 10 й а: 40 38 65 55 70 65 65 50 80 55 55 НО 160 150 00 ч 1 4 3,8 6,5 5,5 7 6,5 6,5 5 8 5,5 5,5 11 16 15 100 22 20 35 28 40 50 40 30 80 45 30 30 60 80 120 000 ч 2,2 2 3,5 2,8 4 5 4 3 8 4,5 3 3 6 8 12 юос е« а? аГ по 190 200 100 135 120 270—320 180 150 200 280 300 ч 1 se 11 19 20 10 13,5 12 27—32 18 15 20 28 30 10 й 55 55 100 85 90 80 100 80 180 110 85 85 140 180 200 00 ч 1 5,5 5,5 10 8,5 9 8 10 8 /8 11 8,5 а,5 14 18 20 100 ОС й а? 27 30 45 35 55 65 40 80—110 60 35 35 85 100 160 0 ч е» 1 ье 2,7 3 4,5 3,5 5,5 6,5 4 8—11 6 3,5 3,5 8,5 10 16
Продолжение табл. 193
Обозначение (по DIN 17006) Свойства при 550° С Свойства при 600° С
предел ползучести при кратковремен- ных испытаниях по DVM предел ползучести для уд- линения на 1 % при испы- тании длительная прочность при испы- тании предел пол- зучести при кратковремен- ных испы- таниях по DVM
3 s' I к: I 000 ч 10 000 ч 100 000 ч 1000 ч 10 000 ч 100 000 ч
э В S I ье S J ье s' < | 1 § I $ S В 5 ж
(14 Мп 4) 15 Мо 3 16 Сг Мо 4 21 MoV 6 3 16 СгМо 4 4 13 CrMoV 4 2 10 CrSiMoV 7 (8 CrSiMoV 9) 10 СгМо 9 10 12 СгМо 19 5 17 MoV 8 4 24 CrMoV 5 5 30 CrMoV 9 28 CrNi Mo 4 4 21 CrMoV 5 11 20 CrMoV 13 5 21 CrVMoW 12 X 22 CrMoV (W) 121 40—50 (40) 130 70 70 75 110 (50) 100 (50) (70) 150 (80) (130) 4—5 (4) 13 7 7 7,5 11 (5) 10 (5) (7) 15 (8) 13 55 55 65 45 160 150 5,5 5,5 6,5 4,5 16 15 30 40 45 25 80 60 3 4 4,5 2,5 8 6 15 27 25 15 40 40 1,5 2,7 2,5 1,5 4 4 80 80 65 90 80 155 130 200 140 8 8 6,5 9 8 15,5 13 20 14 100 45 45 60 50 90 100 80 10 4,5 4,5 6 5 9 10 8 40 22 33 37,5 30 60 50 4 2,2 3,3 3,75 3 6 5 60 (30) (30) 45 50 30 6 (3) (3) 4,5 5 3
918
ванадиевые стали
вольфрама. Обе стали 17MoV8 4 и 21 CrMoW 12 после улучшения на
высокую прочность чувствительны к хрупкому излому при нагреве в оп-
ределенном температурном интервале. Сталь с 12% Сг, как уже указы-
валось, нечувствительна к этому излому. Кроме того, эта сталь вследст-
вие высокого содержания хрома не образует окалины при нагреве при-
мерно до 650° С 326>.
Сведения о составе неустойчивости против ползучести сталей и спла-
вов с аустенитной структурой приведены в табл. 194. В отношении этих
данных надо учитывать те же соображения, что для сплавов с феррит-
ной структурой. Сведения о свойствах аустенитных сплавов приведены
в табл. 194 начиная с 600° С — температуры, с которой использование
ферритных сплавов становится невозможным (см. табл. 193).
Термическая обработка аустенитных сплавов состоит чаще всего
в нагреве до высоких температур (около 1000—1100° С) и последующем
быстром охлаждении. Дисперсионно твердеющие сплавы отпускают
после этого при 750—850° С. Для повышения жаропрочности часто при-
меняют также холодную деформацию. Такое упрочнение производят
обычно окончательной ковкой или прокаткой в температурной области
650—750° С. После этого производят обычно отпуск с нагревом в этой же
области температур для уменьшения напряжений. Повышение жаропроч-
ности, достигаемое такой горяче-холодной деформацией (hot-cold-wor-
king, по английской терминологии ', может быть практически исполь-
зовано,* 1" если температура эксплуатации лежит ниже температуры воз-
врата. Если же в условиях эксплуатации возникает возврат, то
достигнутый обработкой упрочняющий эффект пропадает (см. стр. 744).
Деформация материала в эксплуатации в этом случае часто даже уси-
ливается.
Дополнительное легирование стали с 18% Сг и 8% Ni, являющейся
основой целого класса сталей, такими элементами, как молибден, ко-
бальт, ванадий, вольфрам, титан, тантал и ниобий, повышает жаропроч-
ность. Если нагружение происходит при температуре ниже 700° С, то
стремятся к возможно низкому содержанию легирующих элементов,
чтобы не затруднять термической обработки. Для повышения устойчи-
вости аустенита часто несколько понижают содержание хрома и повы-
шают содержание никеля. Стали этого типа, например крупповская
сталь V2AED, сталь с 16% Сг и 13% Ni и сталь с 16% Сг, 13% Ni и
2% Мо с добавками тантала, ниобия, ванадия, азота и, возможно, бора,
оправдали себя в течение длительного времени применения. При нагреве
до 700° С в сталях этого или близкого состава (например, с марганцем
вместо никеля) удается избежать значительных изменений в структуре
и охрупчивания 327>. При превышении этой температуры развиваются
32С) Стали перлитного и мартенситного класса при меньшей жаропрочности обладают рядом
преимуществ по сравнению со сталями аустенитными: у них выше теплопроводность, меньше ко-
эффициент теплового расширения, лучше обрабатываемость резанием и деформируемость в горя-
чем состоянии, ниже стоимость и др. Поэтому в последние годы разработано и получило приме-
нение большое количество марок вы сокохром истой стали, дополнительно легированной с целью
повышения жаропрочности вольфрамом, молибденом, ванадием, ниобием. Дополнительное легиро-
вание 12%-ной хромистой стали (наряду с другими элементами) ниобием и бором сообщает ей
высокую релаксационную стойкость до 55Q--58O0 С. Данные о таких сталях приводятся в новой
справочной и научной литературе [69, 70, 71, 43}. Недавно было показано ;[72], что кобальт в ко
личестве 1,5—2% сильно уменьшает скорость ползучести и повышает длительную прочность стали
типа 1Х12В2МФ.
1 В советской литературе обозначается как «полугорячий наклеп». Прнм. ред.
327) Аустенит иа основе хрома и марганца отличается более низкой жаропрочностью и по-
вышенной склонностью к развитию хрупкости во время длительной службы по сравнению с хро-
моникелевым. Поэтому хромомарганцевые аустенитные стали пригодны в основном для коротких
сроков службы. Однако введение в такие стали азота позволяет получить в них аустенитную
структуру при повышенном содержании хрома (больше 15%) и пониженном содержании углерода,
•что увеличивает жаростойкость и уменьшает опасность развития хрупкости при длительном нагреве
Таблица 194. Предел для остаточной деформации 1% (о, 0) и длительная прочность (o;q аустенитных сталей и сплавов
Обозначение Химический состав, %
с S1 Мп Со Сг Мо N1 V W Т1 Nb,Ta остальные элементы
18-8 CrNi <0,10 <1,0 <2,0 17—19 — 8—10 — (5х%С) (8Х%С) —
Ванидур; Стейнблад; FCB(T) .... -0,10 0,50 0,5-1,0 -— 17—20 — 8—11 (1,0) — (1,2) (1,3) 1,5 А1
18-8-2 CrNiMo <0,10 1,0 <2,0 — 17—19 2 10—12 — — (5х % С) (8х%С) —
V2AED* <0,10 0,40 1,0 — 18 — 11 0,7 1,0 5х %С — —
19-9 DL; Rex 467 -0,25 <1,0 -1,0 — 15—20 1,25 9—10 — (1,2) 0,2—1,0 0,5 (2,5 Си)
16-13 CrNi <0,10 0,50 1,0 —. 16—17 — 12—13 — —' (10х%С)
16-13-2 CrNiMo <0,10 0,50 1.0 — 16—17 2,2 12—13 — — —. (Юх%С) •—•
ATS 6; BVT A3* <0,07 <0,50 1,0 — 16,5 1,3 13 0,7 — — (10х%С) 0,12 N
ATS 2; BVT A20Spez* <0,07 <0,50 1,0 — 16,5 1,8 16,5 — — — — 0,07 В
NCT3; R22; R23; Red Fox 31 . . . . -0,15 1,5 1,0 — 25 —• 16—22 — (3,0) -—‘ —• —
Хромадур; FCMD <0,12 0,50 16-18 — 12—15 —• — 0,7 — — — 0,15 N
Тинидур 0,10 <0,30 0,60 — 14 — 30 — — 2,5 — 0,30 А1
Тимкен 16-25-6 (CrNiMo)* <0,12 1,0 <2,0 — 15—17,5 5,5-7 24—27 — — — — 0,1—0,2 N
Дискалой 24; S—495 / 0,03-0,4 0,5 1,0 — 13—16 3—4 20—26 — (4) (2,5) 4 (1,0 А1)
Rex 326; Rex 337 0,20—0,25 0,80 0,8—3,0 7 16—17 3—4 17 — — (0,8) (2,5) (8,0 Си)
G 18; BVT A4 . . . . 1 0,2—0,4 1,0 1 0 10 13—14 2,0 13 2,5 . 3,0 —
Турботерм 16Z / N 155; S-590; ATS 5; BVT A 45 ... 0,07—0,5 0,5 <1,5 20 17—20 2,4 20 (1,0) 2—4 (1.0) (1,0—4,0) 0,15N(0,l В)
PMWC(+Ti; + Ta) 0,10 0,5 1,0 25 25 5 35 5 (2,0) (4—5 Та) (8—11 Fe)
S-816, G32 0,3—0,5 0,5 1,0 45—47 20—25 2—3 10 20 (3,0) (4) — (1,0-4) —
0,4—0,5 0,5 <1,0 50—55 25 (6) 10—16 (8) — — 1,0 Fe
0,25 0,60 0,60 62 27 5 3 — — — 1,0 Fe
Нимоник 80A 1. Инконель X ) <0,10 <1,0 1,0 (2,0) 15—21 — 73—75 — — 2,5 (1,0) 1,0 Al 0,5—7,0 Fe
Нимоник 90 <0,10 <1,5 1,0 15—21 18—21 — 58 — 2,5 — 1,5 Al;5Fe
Нимоник 95 0,20 0,5 0,7 16—18 20 — 55 — — 2,5 — 1,75 Al; 15Fe
Хастелой В 0,10 0,5 0,5 1,0 28 65 4 Fe
* Полугорячее деформирование.
Продолжение табл. 194
Обозначение Предел текучести Предел прочности Температура 600° С
Мн'м? кГ,мм2 Мн'м2 кГ/мм* V1 для Од ДЛЯ
1000 ч 10 000 ч 1000 ч 10 000 ч
Мн’м2 кГ/мм? Мн!м? | кГ1мм? Мн!м? кГ/мм2 Мн'м? кГ/мм2
18-8 CrNi 270 27 550—750 55—75 .. . 80—110 8—11 200—230 20—23 120—160 12—16
Ванидур; Стейнблад; FCB(T) .... — —— 800 80 200—250 20—25 140 14 260—330 26—33 180-250 18—25
19-8-2 CrNiMo 270 27 550—750 55—75 — -— 120—140 12—14 — — 180 18
V2AED* — — 800 80 280 28 140 14 300 30 (200) (20)
19-9 DL; Rex 467 .—. — 900 90 230 23 170 17 350 35 230 23
16-13 CrNi 220 22 550—700 55—70 150 15 100 10 230 23 150 15
16—13-2 CrNiMo 250 25 550—750 55—75 140 14 НО 11 230 23 160 16
ATS 6; BVT A3* 250 25 700—900 70—90 300 30 230 23 330 33 270 27
ATS 2; BVT A20Spez* 550 55 700—900 70—90 390 39 300 30 450 45 380 38
NCT 3 R 22; R 23; Red Fex 31 . . . . — — 600—750 60—75 — — 130 13 — — 150 15
Хромадур FCMD -— — 950 95 140 14 120 12 230 23 160 16
Тинидур — — 1000 100 300 30 250 25 370 37 260 26
Тимкен 16-25-6 (CrNiMo)* — — 950—1050 95—105 —- -— — — — —_ -— —
у-колумбиум 1 Дискалой 24; S-495 J — — 1050 105 — — — — — — — —
Rex 326; Rex 337 — .—_ 700 70 -—• —- — — —- — -—• —
G 18; BVT A 44 | Турботерм 16Z J 450 45 700 220 220 22 160 16 280 28 190 19
N 155; S-590, ATS 5; BVT A 45 . . . . 450 45 700—1000 70—100 — —- 230 23 .—- -—- 290 29
PMWG(+Ti; -(-Ta) — •—- 950—1000 95—100 — — —. — 350—440 35—44 300—400 30—40
S-816; G 32 —_ — 1000—1100 100- НО —- -—- — — .—- — —W —-
Стеллит 30; X—40 .— .—_ 800 80 —- — — — —- — -—• —
Виталлиум — — 750 75 — — •— — — —- —
Нимоник 80А 1 600 60 1100 100 440 44** 340 34** . 460 46 360 36
Нимоник 90 800 80 1250 125 —_ — — -— — — .—- —
Нимоник 95 800 80 1250 125 —. —_ .— •— .—, — — —
Хастеллой В •— — 1000 100 —. —• _— — — — —- •—•
* Полугорячее деформирование. * Предел ползучести для остаточного удлинения 0,5%.
Продолжение табл. 194
Обозначение Температура 650° С Температура 7 0 0 ° С
°1.0 для Од ДЛЯ °0,1 для
1000 ч 10 000 ч 1000 ч 10 000 ч 1000 ч 10 000 ч
Мн/м2 кГ/мм2 Мн'м2 кГ/мм2 Мн;м2 кГ/мм2 Мн!м2 кГ1мм2 MhJm2 кГ',мм2 Мн’м2 кГ мм2
18-8 CrNi 100—130 10—13 50-75 5—7,5 140—160 14—16 75—110 7,5—11 35-50 3,5-5,0
Ванидур; Стейнблад; FCB(T) —- — 100 10 >140 >14 100—120 10-12 —- — 65 6,5
19-8-2 CrNiMo — —- 80 8 — — 120 12 —- -— 50 5,0
V2AED* 200 20 (ЮО) (Ю) 220 22 (140) (14) — — — —
19-9DL; Rex 467 170 17 130 13 260—280 26-28 150 15 — — — —
16-13 CrNi НО 11 70 7 130 13 100 10 70 7 50 5
16-13 2CrNiMo 130 13 80 8 170 17 120 12 100 10 60 6
ATS 6; BVT A3* 220 22 (160) (16) 260 26 (200) (20) — — .— —
ATS 2; BVT A20 Spez * 260 26 190 19 320 32 250 25 — . '— по 11
NCT3; R22; R23; Red Fox 31 .... 80—90 8—9 — — 100—110 10—11 — —— 45 4,5 .— -—.
Хромадур; FCMD ПО 11 80 8 170 17 100 10 -— ,—. —- —
Тинидур 230 23 190 19 260 26 200 20 155 15,5 120 12
Тимкен 16-25-6 (CrNiMo)* 160—210 16—21 140- 160 14—16 220—250 22—25 160—190 16—19 >140 >14 >100 >10
у-колумбиум .... 1 Дискалой 24; S-495 J 240 24 — — 260—320 26-32 — — — — —
Rex 326; Rex 337 190 19** 130 13** 220 -280 22—28 150-200 15-20 150 15 90 д**
G18; BVT A 44 1 Турботерм 16Z j 190 19 130 13 230 23 150 15 150 15** 100 10
N 155; S-590 ATS 5; BVT A 45 .... 250 25 170 17 280 28 220 22 260 26 <110 <11
PMWG(+Ti; -FTa) — — — .— 310—360 31—36 —. — —- —_ 200 20
S-816;G32 __ — — 350—390 35—39 310 31 270 27 —- —
Стеллит 30; X-40 -— — — —. 320 32 -—. — — —- — —
Виталлиум — — — — 310-330 31—33 — —. — — — —
Нимоник 80A 1 380 38** 260 26** 420 42 270 27 270 27** 150 15**
Нимоник 90 440 44** 350 35** 450 45 360 36 330 33** — —
Нимоник 95 -— — .—- .—. .— -— —- — 360 36** —~ —-
Хастеллой В — — — — 290 29 — — —_ — — —
* Полугорячее деформирование. "" Предел ползучести для остаточного удлинения 0,5%.
Продолжение табл. 194
Обозначение Темпера гура 800° С
°0, 1 для Од дзя
1000 ч 10 000 ч 1000 ч 10 000 ч
Мн'м2 кГ мм2 Мн'м2 кГ!мм2 Мн 'М2 кГ мм2 Мц!м2 кГ мм2
18-8 CrNi .— 15 1,5 20—30 2,0—3,0 25 2,5
Ванидур; Стейнблад; FCB(T) .... — —• 20 2,0 —. 30 3,0
18-8-2 CrNiMo — —. 25 2,5 —— 30 3,0
V2AED* — — — .— —.
19-9DL; Rex 467 .— — — . 50—70 5,0—7,0 — —
16-13 CrNi .— —. — —- .—_
16-13 2CrNiMo — —. 24 2,4 50 5 30 3
ATS 6; BVT A3* — .— — .— —- —
ATS 2; BVTA20Spez* —- .— — —. — — — -—-
NCT3; R22; R 23; Red Fox 31 ... 15—20 1,5—2.0 -— —. 25—30 2,5—3,0 — —-
Хромадур; FCMD — — 20 2 60 6 25 2,5
Тинидур .— — — — 60 6 30 з,о
Тимкен 16-25-6 (CrNiMo)* 55 5,5 — .— >65 >6,5 40 4
у-колумбиум 1 8
Дискалой 24; S-495 . . . . . J
Rex 326; Rex 337 НО —- —- 90—120 9—12 —— -—•
G18; BVT A 4 1 Турботерм 16Z f 80 8 60 6 100 10 80 8
N 155; S-590 ATS 5; BVT A 45 .... 90 9 70 7 ПО 11 90 9
PMWC(+Ti; 4-Ta) — —_ — .— 105 10,5 — —•
S-816; G-32 130 13 — — 140-160 14—16 —- —
Стеллит 30; X-40 ... .... -— .— — — 170 17 —. —
Виталлиум -— —- -— — 120 -140 12—24 —• —
Нимоник 80A 1 Инконель X J — — — — — - — — —
Нимоник 90 130 13** — .— 140 14 (80) (8)
Нимоник 95 150 15** — .—_ 160 16 —
Хастеллой В — — — —- ПО 11 — -—
* Полугорячее деформирование. ** Предел ползучести для остаточного удлинения 0,5%.
Продолжение табл. 194
Обозначение Температура 700° С Температура 750° С
Од для (Jq J для (Тд для
1000 ч 10 000 ч 1000 « 10 000 ч 1000 ч 10 000 ч
Мн/м- кПмм2 Мн'м2 кГ мм2 Мн!м2 кГ!мм2 Мн 'м2 кГ мм2 Мн]м2 кГ;мм2 Мн{мъ кГ:км2
18-8 CrNi Ванидур; Стейнблад; FCB (Т) .... 18-8-2 CrNiMo V2AED* 19-9DL; Rex 467 . 16-13 CrNi 16-13 2CrNiMo . ATS6; BVT A3* ATS 2; BVTA20Spez* NCT 3; R 22; R 23; Red Fox 31 ... . Хромадур; FCMD Тинндур Тимкен 16-25-6 (CrNiMo) * у-колумбиум 1 Дискалой 24; S-495 / Rex 326; Rex 337 G 18; BVT A 4 1 Турботерм 16Z J N155; S-590 ATS 5; BVT A 45 .... PMWC(4-Ti; 4-Ta) S-816; G32 Стеллит 30; X-40 Внталлиум Нимоник 80A . . 1 Инконель X I Нимоник 90 Нимоник 95 Хастеллой В * Полугорячее деформирование. ** Пред 80—100 180 - 200 85 120 75 150 170 160 190—220 60-210 170 200 250 -280 260—290 270 220-250 185 340 370 220 ел ползучее 8—10 18—20 8,5 12 7,5 15 17 16 19-22 16—21 17 20 25—23 26-29 27 22—25 18,5 34 37 22 ти для 45—70 75 80 60 85 140 140 90—110 110—160 120 160 170—230 230 165 260 остаточного 4,5—7,С 7,5 8,0 6 8,5 14 14 9-11 11 — 16 12 16 17—23 23 16,5 26 удлинения 60 35 75 130 115 200 180 230 240 0,5%. 6 3,5 7,5 13** 11,5 20 18** 23** 24** 20—30 40 35 40 55 95 85 70 195 2,0-3 4,0 3,5 4 5,5 9,5** 8,5 7 19,5** 40—55 110—130 80 45 100 >90 120—130 120—16С 130 140 175 190—220 220 И0—180 180 240 250 160 4—5,5 11—13 8 4,5 10 >9 12—13 /2-/6 13 14 17,5 19-22 22 15 — 18 18 24 25 16 25—45 50 50 55 60 120 100 НО 170 95 150 2,5—4,5 5,0 5,0 5,5 6 12 10 11 17 9,5 15
924
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
процессы рекристаллизации; они снимают в течение короткого времени
упрочняющий эффект. Вследствие этого высокую жаропрочность таких
сталей можно использовать лишь при кратковременных нагружениях
(в несколько сот часов). Примерами таких сталей могут служить хро-
мадур и тинидур (табл. 194), упрочняемые в результате выделения ни-
трида ванадия или титапида никеля Эти стали были первым мате-
риалом для турбинных лопаток1 2. Повышение свойств сплавов на этой
основе при более высоких температурах достигается повышением содер-
жания молибдена; таким сплавом является, например, сталь с 16% Сг,
25% Ni и 6% Мо, которая применяется обычно после полугорячей об-
работки. Жаропрочность улучшается при введении кобальта (см. в гла-
ве «Кобальт», стр. 951). Из сплавов, содержащих больше 50% Fe и
поэтому, строго говоря, являющихся сталями, следует, например, ука-
зать созданную в Англии сталь G18B. Лучшую стойкость при высоких
температурах имеют почти не содержащие железа сплавы на кобальто-
вой основе3, например стеллиты и виталиум, применяемые в литом
состоянии, а также деформируемые сплавы с 45—47% Со. Из более низ-
колегированных сплавов этого типа широко используют сплавы с 20% Сг,
20% Ni и 20% Со. Следует назвать также сплавы на никелевой основе
(нимоник, инконель) с добавками хрома, кобальта и молибдена в пре-
делах 15—30%; эти сплавы обладают сравнительно хорошей устойчи-
востью в продуктах сгорания, содержащих пятиокись ванадия (V2O5).
В сплавах нимоник повышение свойств достигается вследствие выделе-
ния интерметаллических соединений типа никель — титан или никель —
алюминий4. Эти сплавы являются дальнейшим развитием сплавов ти-
нидур s, не содержащих кобальта и имеющих меньшее содержание
никеля 328>.
Для длительной эксплуатации при высоких температурах необхо-
димо учитывать изменение свойств подобных сплавов во времени.
При критическом нагружении в критической области температур
в них может происходить преимущественное скольжение по границам
зерен, сочетающееся с хрупким межкристаллитным изломом. Как видно,
обобщающие объяснения и выводы можно сделать лишь для определен-
ных температур, нагрузок и продолжительности испытания.
Относительно применения самых различных металлических мате-
риалов при повышенных температурах можно сказать следующее. Если
в качестве критерия выбрать длительную прочность для 1000 ч (рис. 713),
то при 450—500° С целесообразно применять титановые сплавы; преиму-
ществом их является более низкая плотность. Углеродистые и низколе-
гированные котельные стали можно применять до 450° С, а стали для
труб — до 500° С.
1 G. Bandel u. Н. J. Wiester. Brennstoff — Warme — Kraft, I, 1949, S. 203—208.
2 В Германии. Прим, ре д.
3 G. Таттапп. DRP 270 750, 1909.
4 Автор неправильно считает сплавы типа нимоиик дальнейшим развитием сплавов типа
тинидур Кроме того, упрочняющей фазой в нимониках является комплексное соединение
№"з(А1. Ti). Прим, ред
5 G. Bandel. DRP 731, 128 от 22/VI 1939.
i28> Сплавы типа нимоник (не являющиеся, как отмечается в П р н м. ред., развитием спла-
вов типа тинидур) — самая важная и наиболее широко применяемая группа высокожаропрочных
сплавов для деталей, работающих при температурах до 950° С. В настоящее время обстоятельно
изучены упрочняющие фазы в этих сплавах [см., например. 73, 71], влияние, оказываемое на их
жаропрочность дополнительными легирующими элементами и примесями [см. 75], возможности
повышения их жаропрочности за счет условий термической и термомеханической обработки и др.
Основными элементами, сообщающими высокую жаропрочность сплавам типа иимоник, являются
титан и алюминий. Прн высоком их содержании (больше ~3% TI н 2% А1) ухудшается деформи-
руемое <ь сплавов, но и при таком составе они эффективно применяются в качестве литейных.
Выплавка в вакууме позволяет повысить содержание титана и алюминия и в деформируемых
сплавах. Сплавы 1ипа нимоник продолжают развиваться. Подробнее см. [5].
свойства ванадиевых конструкционных сталей
925
Улучшаемые низколегированные хромомолибденовые и хромомолиб-
денованадиевые стали используют при нагреве до 550—580° С. При
необходимости повышения температуры эксплуатации до 600° С из улуч-
шаемых сталей с ферритной основой применима только сталь с 12% Сг
и с добавками до 2% молибдена, ванадия и, возможно (это требует до-
полнительного исследования), кобальта или ниобия. При рабочих тем-
пературах 600—750° С эксплуатируются аустенитные хромоникелевые
стали с разным соотношением содержаний хрома и никеля и добавками
молибдена, ванадия, вольфрама, кобальта, титана, тантала (ниобия) и
азота; в случае кратковременной эксплуатации эти стали можно исполь-
зовать при нагреве до 800° С. Для температур, начиная с 750° С, необ-
Рис. 713. Длительная прочность (1000 ч) титановых сплавов, сталей и тяжелых
металлов [частично no Metals Handbook, 1954, Supplement, р. 48; Amer. Soc.
Met, Cleveland; см. также Metal Progr., 66, 1954, No. 1—A, p. 48J
ходимо применять сплавы на основе тяжелых металлов. Из них для ра-
боты при температуре 800° С пригодны сплавы на никелевой основе 32В),
содержащие более 50% Ni и дисперсионно твердеющие вследствие вы-
деления интерметаллических соединений никель — титан и никель —
алюминий'. Спеченные металлокерамические материалы (керметы)
можно применять при температурах несколько выше 900° С, изготовляя
из них быстровращающиеся детали, в которых возникают центробежные
силы. Преимущество их заключается в малом удельном весе, а недоста-
ток — в плохой способности к формоизменению и в большой хрупко-
сти 33% Для использования при температурах выше 900—1000° С приме-
нимы чистые тугоплавкие металлы: молибден и вольфрам или сплавы 32
32S) См. доп. 328) на стр. 924.
’ Правильно Ni3(Al, Ti). Прим, ре д.
Т!0) Главный недостаток керметов (см. доп. ',6) иа стр. 891), уменьшающий перспективы их
использования в качестве высокопрочных материалов, заключается в их малой стойкости против
термической усталости (резких теплосмен). К материалам такого типа относятся также твердые
растворы разных элементов (хрома, вольфрама, молибдена, олова и др.) в соединениях Ni3AI
и TLA1 По жаропрочности они превосходят сплавы на основе никеля и кобальта. Другой
(третий) способ использования соединений заключается в применении материала, основой которого
является металл, а соединения распределены в его объеме более или менее равномерно в виде
дисперсных частиц. Такие жаропрочные материалы в настоящее время изготовляются на разных
основах (никеля, молибдена и др.) и разными способами (механическим смешением порошков ме-
талла и соединения или внутренним окислением твердого раствора) и известны под общим назва-
нием САП (Спеченный алюминиевый порошок; соответствует SAP —Sintered Aluminium Powder),
так как первоначально такой матепиал был получен из алюминия с 0,5—20% А1-О3 [5, 63].
926
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
на основе этих металлов (например, молибден с 0,5% Ti); однако при
этом необходимо путем применения защитных покрытий улучшать ока-
линостойкость 331>. Приведенные здесь области температур указаны для
случая длительного нагружения. При более коротких выдержках, уста-
новленных, например, для самолетных конструкций, эти границы сдви-
гаются к более высоким температурам; в этих случаях даже менее
легированные сплавы иногда целесообразнее использовать, чем диспер-
сионно твердеющие высоколегированные сплавы, так как они отличают-
ся лучшей стабильностью структуры. Путем выплавки в вакууме можно
достигнуть улучшения стойкости таких комплексно легированных спла-
вов или по крайней мере уменьшения их чувствительности к межкри-
сталлитному хрупкому излому. Прецизионное литье является весьма
подходящим методом изготовления деталей из трудно деформируемых
сплавов на кобальтовой основе.
г. Ванадий в цементуемых сталях
В цементуемой стали ванадий вызывает незначительное снижение
глубины цементации *; только при содержании более 2% V глубина
цементации уменьшается сильно. Это подтверждается для содержания
Рис. 714. Влияние ванадия на глуби-
ну цементации в смеси древесного угля
с углекислым барием (60 40) [no Е
Houdremont u. Н. Schrader. Arch. Eisen-
huttenw., 1934—1935, S. 445—459]
ванадия до 1,5% меньшей глубиной це-
ментации при температурах 830—850°С
(рис. 714). Наоборот, для температур
900—1000° С ванадий до 0,8% не умень-
шает глубины цементации. Во всех слу-
чаях содержание углерода в наружном
слое ванадиевой стали повышается лишь
незначительно по сравнению с углероди-
стой. Пониженная глубина цементации
ванадиевых сталей при небольшом изме-
нении содержания углерода в поверхно-
стном слое указывает на замедление диф-
фузии углерода вследствие присутствия
труднорастворимого специального карби-
ванадий не нашел широкого
да и пониженного поэтому перепада кон-
центраций. Особо следует отметить зна-
чительную мелкозернистость ванадиевых
цементуемых сталей и их малую чувст-
вительность к перегреву. Несмотря на это
применения в цементуемой стали, так
как повышение прочности сердцевины достигается только при закал-
ке с высокой температуры, что приводит к значительному короблению из-
делий. При обычных температурах закалки ванадий даже понижает ме-
ханические свойства сердцевины, что объясняется частичным связыва-
нием углерода (табл. 195). Целесообразно поэтому при введении вана-
дия одновременно увеличивать содержание углерода. Ванадий настоль-
ко уменьшает чувствительность к перегреву, что ванадиевые стали можно
закаливать с повышенных температур — до 920° С. Это позволяет закали-
вать сталь прямо с цементационного нагрева. Деформацию, возникаю-
щую при закалке с повышенной температуры, можно значительно умень- 33
33') См. доп. 323) на стр. 907.
1 G. Таттапп. Stahl u. Eisen, 42, 1922, S. 654—659.
свойства ванадиевых конструкционных сталей
927
шить, если проводить охлаждение в горячих средах, например в соляной
ванне с температурой 200—250° С. Необходимым условием при этом яв-
ляется дополнительное введение в сталь такого элемента, например мар-
ганца, который сильно повышает прокаливаемость цементованного слоя
при охлаждении в соляной ванне. При ступенчатой закалке в соляной
ванне превращение в сердцевине протекает уже при более высоких тем-
пературах, например в промежуточной области. Подтверждением этому
является более низкий предел текучести сердцевины стали, охлажденной
в соляной ванне (табл. 195). Введение дополнительных легирующих эле-
Таблица 195. Механические свойства в сердцевине изделий из марганцевованадиевой
и марганцевой цементуемой стали в зависимости от температуры нагрева
и условия охлаждения (квадратные образцы размером 30x30 мм)
Состав, % Режим закалки Твердость Нв Механические свойства сердцевины
с Мп V температура нагрева, °C охлаждаю- щая среда предел текучести предел прочности удлинение ,% относитель- ное сужение % ударная вязкость
Мн/мг кПмм* Мн:м2 кГ/мм* Мдж,м2 кГ'М'см2
0,16 1,69 800 Масло 241 590 59 862 86,2 17,5 47
860 241 660 66 866 86,6 20,0 53 — —
920 » 248 680 68 884 88,4 19,4 58 — —
920 Соль при 241 570 57 853 85,3 20,5 60 1,13 11,3
220° С
0,16 1,66 0,23 800 Масло 215 340 34 787 78,7 22,5 44
860 » 255 740 74 905 90,5 19,0 58 — —
920 » 255 730 73 915 91,5 18,0 61 — —
920 Соль при 255 730 73 895 89,5 18,4 61 1,10 11,0
220° С
960 Масло 309 720 72 1074 107,4 10,2 41
960 Соль при 290 620 62 999 99,9 15,0 41 0,59 5,9
220° С
0,24 1,62 0,52 800 Масло 255 440 44 920 92,0 16,6 39
860 » 285 690 69 1026 102,6 13,3 29 — —
920 » 296 840 84 1047 104,7 10,8 31 —— —
920 Соль при 296 720 72 1043 104,3 13,3 35 0,74 7,4
220° С
960 Масло 383 990 99 1388 138,8 12,6 26 —
960 Соль при 375 800 80 1318 131,8 12,7 29 0,76 7,6
220° С
ментов, в частности хрома, позволяет сдвинуть превращение в сердцеви-
не к более ни’зким температурам. В стандартах ФРГ ванадиевые цемен-
туемые стали не указываются. Американские стали AISI 6117 и AISI
6120 приведены в табл. 188. Чтобы использовать в этих сталях ванадий,
необходимо закаливать их с повышенных температур. Для закалки в го-
рячих средах эти сплавы недостаточно легированы.
928
ВАНАДИЕВЫЕ СТАЛИ
6. Влияние ванадия
на физические и химические свойства стали
Период решетки железа с увеличением содержания ванадия возрас-
тает (рис. 715). Точка Кюри повышается примерно до 18% V1. Это по-
вышение сохраняется и в сплавах с углеродом до сравнительно высокого
содержания ванадия и углерода при условии, что количество ванадия
больше необходимого для связывания углерода.
Магнитное насыщение железа при введении ванадия понижается;
при небольшом содержании ванадия, как и хрома, насыщение снижает-
ся сильнее, чем если бы железо было просто разбавлено соответствую-
щим количеством немагнитных1 2 ато-
мов 3. Здесь также следует учитывать
взаимодействие электронов 3d с элек-
тронами 4s.
Магнитная проницаемость железа
при небольшом содержании ванадия
почти не изменяется4. Отжигом при
1100° С можно повысить начальную
проницаемость сплава с 80% Ni и 7%
V до 1200 и максимальную до 38000 5.
0 10 20 30 Ь0 50 60 70 80 90100 Точка Кюри этого сплава сильно сни-
Содертание ванадия,7.(атонц.') жается. Такие сплавы технического
Рис. 715. Период решетки твердого
раствора железо — ванадий [no F. We-
ver u. W. Jellinghaus. Mitt. K.-Wilh-
Inst. Eisenforsch., 12, 1930, S. 317—3221
применения не получили.
В магнитно-твердых сплавах желе-
зо— углерод — ванадий можно путем
растворения карбида ванадия при вы-
соких температурах повысить коэрцитивную силу после закалки. Вслед-
ствие этого в магнитные стали иногда вводят некоторое количество вана-
дия. Однако большого успеха этим путем не удалось достигнуть. Введе-
ние ванадия в железокобальтовые магнитные сплавы рассматривается в
главе «Кобальт».
Электросопротивление, как и следует ожидать 6, при введении вана-
дия повышается, но не настолько, чтобы иметь техническое значение.
Особенно благоприятно влияние ванадия в стали, устойчивой про-
тив действия водорода (рис. 716). Так как ванадий не дает раствора с
карбидом железа, полная устойчивость против действия водорода до-
стигается только в том случае, если отношение ванадия к углероду со-
ставляет не меньше 5,7, т. е. когда весь углерод связан ванадием (см.
рис. 643, а). В сталях с недостаточным содержанием ванадия воздейст-
вие водорода частично наступает в улучшенном состоянии при более
низких температурах, чем в отожженном. Это связано с тем, что про-
должительность отпуска после закалки недостаточна для перевода об-
1 Делингер (17. Dehlinger. Z. Metallkde, 29, 1937,S. 388—395) объясняет этот эффект в
данной системе, принимая, что обменный интеграл между одним атомом железа и одним атомом
ванадия сильно отрицательный. Ниже точки Кюри все магнитные моменты (спины) атома железа
ориентированы практически параллельно; только момент атома ванадия направлен аитипарал-
лельно. При переходе точки Кюри спнны железа должны изменить свое направление. Если при
этом обменный интеграл между атомом железа и атомом другого элемента более отрицательный,
чем был положительный обменный интеграл между атомами железа, то для такого поворота
требуется большая кинетическая энергия теплового движения. Это означает, что точка Кюри дол-
жна повыситься в результате введения атома такого же элемента.
2 Автор подразумевает здесь «атомов неферромагнитиого металла». Прим, р е д.
3 М Fallot. Ann. Physique [II], 6, 1936, р. 305—387.
4 Т. D. Yensen a. N. A. Ziegler. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 95, 1931, p. 313—324.
5 H. Kiihlewein. Z. anorg. allg. Chem., 218, 1934, S. 65—88.
6 H. Hougardy. Arch. Eisenhiittenw., 4, 1930—1931, S. 497—503.
О ВЛИЯНИИ ВАНАДИЯ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
929
разовавшихся карбидов железа в карбиды ванадия. Ванадий представля-
ет собой особенно ценный легирующий элемент в стали, которая
одновременно должна обладать высокой теплоустойчивостью в соответ-
ствующей области температур (см. табл. 132) 332). Неблагоприятное
влияние ванадия на окалиностойкость отмечалось в главе «Хром».
Рис 716 Влияние ванадия иа относительное сужение после нагрева в атмосфере водорода
30 Мн!м2 (300 кГ[см?Ъ 100 ч [по К. F. Наитапп. Tech Mitt Krupp, Forschungsber, 1, 1938,
S. 223—243]
7. О влиянии ванадия при производстве
и обработке стали
Металлургическое значение ванадия, как уже указывалось, заклю-
чается в том, что он является раскислителем и особенно деазотирующим
элементом, а также обеспечивает получение стали, не чувствительной
к росту зерна при нагреве. Сведения, приводимые в литературе о рас-
кисляющем действии ванадия, несколько преувеличены. Данные о тепло-
те образования окислов ванадия указывают на то, что по раскисляю-
щей способности он занимает промежуточное место между марганцем
и хромом. Можно наблюдать, например, при переплавке отходов высо-
кованадиевой стали в электрических печах, что угар ванадия не очень
значителен, а при добавке ванадия в ковш угар меньше, чем в случае
более сильных раскислителей. Относительно слабое раскисляющее воз-
действие ванадия (по сравнению с его деазотирующим влиянием) поз-
воляет выпускать ванадийсодержащие кипящие (пластичные) стали,
нечувствительные к старению.
Введение ванадия приводит к созданию мелкозернистой структуры
и в литом состоянии. Это связано с зародышевым действием не раство-
ряющихся в жидкости или выделяющихся карбидных, нитридных или
оксидных частиц. Такое влияние ванадия проявляется не только в фасон-
ном стальном литье, но и в слитках, так как образование первичной
мелкозернистой структуры связано с более слабой ликвацией. Часто
332) р[3 табл 132 видно, что ванадий в количестве до 0,89/» с целью повышения водородоустой
чивости вводят в сталь, содержащую около 3% Сг и дополнительно тегированную молибденом или
молибденом и вольфрамом. Предлагались также стали такого типа и с более высоким содержани-
ем ванадия (до ~1%).
59 Э Гудремон, т II
930
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
указывают, что введение ванадия может препятствовать образованию
флокенов в стали. К сожалению, опыт показывает, что для обычно при-
нятого (около 0,15%) содержания ванадия это предположение не
оправдывается. По-видимому, вследствие образования более мелкого
первичного зерна флокены, если они образуются в такой стали, оказы-
ваются более мелкими. Ванадий, подобно алюминию, может усиливать
склонность к образованию трещин по границам первичного зерна (см.
стр. 723) и к возникновению межкристаллитных трещин в слитке *.
На стр. 875 уже указывалось на трудности, возникающие при исполь-
зовании высокоуглеродистого феррованадия, например при плавке быст-
рорежущей стали, и связанную с этим повышенную чувствительность
к отжигу* 333).
Других особенностей производства и обработки ванадиевых сталей
по сравнению с углеродистыми нет.
3. Кобальтовые стали
1. Общая часть
а. Система железо — кобальт
Кобальт, как и железо, принадлежит к металлам переходной груп-
пы. Он кристаллизуется в двух модификациях: ниже 400° С кобальт
имеет гексагональную решетку, а выше 400° С — кубическую гранецент-
рированную. Точка Кюри кобальта 1115° С.
Содержание кобальта, 7° (ла пассе)
Рис. 717. Диаграмма состояния сплавов железо — кобальт [по
W. С. Ellis а. Е. S. Greiner. Metals Handbook, Amer. Soc. Met.,
Cleveland, 1948, p. 1191- 1192J
Кобальт расширяет, но и замыкает у-область. Диаграмма состояния
двойной системы железо — кобальт приведена на рис. 717. Линии лик-
1 Н. Wentrup u. Н. Weister. Неопубликованное исследование.
333) В быстрорежущей стали с повышенным содержанием ванадия легче образуются также
стабильные (угловатые) карбиды ванадия, ухудшающие служебные и технологические характе-
ристики стали.
ЖЕЛЕЗОКОБАЛЬТОВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
931
видуса, а также границы 6-области для сплавов с небольшим содержа-
нием кобальта были недавно заново определены *. В сплавах с высо-
ким содержанием кобальта границы областей существования фаз а и у,
а также у и е установлены недостаточно точно. Поэтому границы даны
на рис. 717 штриховой линией. Из диаграммы состояния вытекает, что
увеличение содержания кобальта до
50% не должно вызывать какого-ли-
бо заметного изменения в структуре
и в температуре превращения по
сравнению с чистым железом. Ко-
бальт повышает температуры А3-пре-
вращения как при нагреве, так и при
охлаждении, не увеличивая при этом
гистерезиса (рис. 718). Это означает,
что введение только одного кобаль-
та в сталь не может способствовать
существенному снижению критиче-
ской скорости охлаждения.
С увеличением содержания ко-
бальта в богатых железом сплавах
точка Кюри повышается (рис. 717);
следует отметить, что в сплавах с
15—17% Со истинная температура
этого превращения маскируется
а у-превращением, идущим рань-
ше магнитного (см. также стр. 959).
Магнитное насыщение возрастает с
увеличением содержания кобальта
(см. стр. 955).
Альфа-твердые растворы в спла-
Рис. 718. Изменение критических точек угле-
родистой стали с 0,15 и 0,9% С при введении
кобальта (по Е. Scherer. Arch. EisenhOttenw.,
i, 1927—1928, S. 325—329: E. Houdremont it.
H. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932, S. 1— 54J
вах с содержанием от 35 до 65% Со
способны к упорядочению1 2. Рент-
геноструктурный анализ образую-
щейся сверхструктуры показывает
соединение FeCo3. Температуры
начала упорядочения показаны штриховой линией на рис. 717. При быст-
ром охлаждении с высоких температур сплавы упорядочиваются мало.
Упорядочение происходит непосредственно ниже 740° С и лишь при ох-
лаждении с печью 334>.
б. Железокобальтовые сплавы, содержащие углерод
»
Сплавы железо — углерод — кобальт даже со сравнительно высо-
ким содержанием кобальта ведут себя практически так же, как и чистые
железоуглеродистые сплавы; положение критических точек показано на
рис. 718. Эта особенность связана с тем, что кобальт не участвует в про-
1 G. В. Harris u. W. Hume-Rothery. J. Iron Steel Inst., 147, 1953, p. 212—218.
2 См. A. Kussmann. B. Schatnow u. A. Schulze. Z. techn. Phys., 13, 1932, S. 449—4О(У
C. G. Shull a. S. Siegel. Phys. Rev., 75, 1949, p. 1008—1010; W. C. Ellis a. E. E. Greiner. Trans.
Amer. Soc. Met., 29, 1941, p. 415—432.
3 J. W. Rodgers a. W. R. Maddocks. Second. Reports of the Alloy Steels Research Committee
1939, p. 167.
334) Или после быстрого охлаждения и последующей длительной выдержки прн температуре
ниже температуры Курнакова. Упорядочение сильно увеличивает хрупкость этих сплавов, что дол-
жно учитываться при их производстве.
59*
932
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
цессах выделения карбидов, не образует специальных карбидов и и*-»
входит в заметной степени в карбид железа (табл. 196).
Таблица 196. Отношение содержания легирующего элемента в цементите
к его содержанию в феррате стали с 0,5% С после превращения
непосредственно ниже Af
Легирующий элемент Отношение Легирующий элемент Отношение
Си, Al, Si, Р .... Со Ni * A. Hultrgen с с о труд! 1953. 0 0,23 -0,3 шками. Kungi. Svenska W Мп Мп Сг ^etenskapsakad. Handl. 4,Ser. g | или меньше * 11,4 28 4,№3. Stockholm,
Результаты исследования Блантера ’, согласующиеся с результа-
тами исследований по цементации1 2, показывают, что при высоких тем-
пературах (около 1200° С) и до 6% кобальта коэффициент диффузии
Рис. 719. Понижение закаливаемости стали с
0,15% С при введении кобальта [по Е. Houd-
remont и. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13,
1932, S. 1—54]
углерода в аустените повышается,
а затем остается постоянным. При
более низких температурах коэф-
фициент диффузии возрастает да-
же до 11 % Со и затем остается
постоянным. Так как диффузия
углерода в аустените существенно
влияет на превращение как в пер-
литной, так и в промежуточной
области, то кобальт ускоряет про-
цесс превращения и увеличивает
критическую скорость закалки 335).
Это приводит к уменьшению за-
каливаемости. Из рис. 719 для
сталей с 0,10—0,14% С видно, что
даже при закалке с 1200° С ко-
бальтовые стали не только не по-
вышают, но даже снижают твер-
дость по сравнению с углеродис-
той сталью. Влияние роста зер-
на и гомогенизации аустенита проявляется при этом слабо. При более
высоком содержании углерода и содержании кобальта до 5% еще не об-
наруживается снижение твердости в поверхностной зоне образцов диа-
метром 20—30 мм, закаленных с высоких температур в воде. Но уже при
содержании 7% Со четко проявляется склонность к образованию мягких
пятен. Из рис. 720 видно, что углеродистая сталь имеет чисто мартенсит-
ную структуру, а в структуре кобальтовой стали наряду с мартенситом
1 М. Е. Блантер. Журнал технической физики, 20, 1950, стр. 1001.
2 Е. Houdremont и. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932, S. 1—54.
*k~) Увеличение кобальтом критической скорости охлаждения при закалке и, соответственно,
уменьшение им прокаливаемости стали не может объясняться его влиянием на скорость диффузии
углерода. Сам М. Е. Блаитер в более поздней работе объясняет влияние кобальта тем. что он
повышает критическую точку, увеличивая степень переохлаждения. Другие объяснения [5] также
не связывают уменьшения кобальтом прокаливаемости стали с его влиянием иа скорость диффу-
зии углерода.
ЖЕЛЕЗОКОБАЛЬТОВЫЕ СПЛАВЫ, СОДЕРЖАЩИЕ УГЛЕРОД
933
присутствует троостит закалки. Расположение троостита закалки по гра-
ницам исходных зерен аустенита указывает на зародышевое влияние
границ зерен в начале превращения. В стали с 5% Со критическая ско-
рость охлаждения составляет 200° С/сек, а в стали с 7% Со даже при ско-
Рис 720. Влияние кобальта иа структуру закаленной эвтектоидной стали (0.9% С)
X 800 [по Е. Houdremont u. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932, S. 1—54]:
a — 0% Co; 940° С, вода; 6 — 7% Co, 980° С, вода
роста 500° С/сек не удается полностью подавить превращение Аг'. Такое
повышение критической скорости закалки приводит прежде всего к сни-
жению прокаливаемое™, как показывает рис. 721. На С-образной диа-
грамме кобальтовых сталей мак-
симумы превращения в перлитной
и в промежуточной областях
Рис. 722. Уменьшение под влиянием кобальта
количества остаточного аустенита в закален-
ной эвтектоидной углеродистой стали (0,9% С)
[поЕ. Houdremont u. Н. Schrader. Kruppsche
Mh., 13, 1932, S. 1—54]
0 1 2 J Ь 5 б 7
Содержание кобальта, 7°
Рис. 721 Влияние кобальта иа толщи
ну закалеииого слоя инструментальной
стали с 0,9%' С (цилиндрические образ-
цы радиусом г = 30 лш; толщина за-
каленного слоя d}
практически совпадают. Кобальт уменьшает количество остаточного аус-
тенита в закаленной стали (рис. 722). Мартенситная точка под влиянием
одного только кобальта почти не смещается 336>. Однако в присутствии
карбпдообразующих элементов легирование кобальтом приводит к уве-
личению количества остаточного аустенита и повышению его устойчиво-
сти (см. стр. 943).
336) Кобальт даже повышает мартенситную точку, количественно — наиболее сильно [алюми-
ний в пересчете на 1% (атомн ) влияет слабее].
934
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
Кобальт задерживает рост зерна при повышенных температурах.
Поэтому кобальтовые стали мало чувствительны к перегреву и имеют
расширенный интервал температур закалки по сравнению с углеродисты-
ми (рис. 723). Причина такого
Рис. 723. Расширение под влиянием ко-
бальта интервала температур закалки эв-
гектоидной инструментальной стали [по
R. Scherer. Arch. Eisenhfittenw., 1, 1927—
1928, S. 325—329; E. Houdremont u. H.
Schrader. Kjuppsche Mh.. 13, 1932, S. 1—54]
400° С кривые отпуска
влияния кобальта еще непонятна. Воз-
можно, что причиной является затруд-
ненность процессов перемещения ато-
мов в решетке, подобно тому как ко-
бальт задерживает при отпуске про-
цессы выделения и коагуляции 337> (см.
стр. 943).
При отпуске закаленная кобальто-
вая сталь снижает твердость более
медленно, чем углеродистая (рис. 724),
в том числе и после отпуска непосред-
ственно ниже Ль т. е. практически в
отожженном состоянии. Стали с 7 и
10% Со не закаливаются полностью и
приобретают структуру почти одного
троостита. Это проявляется в более
низкой твердости в закаленном состоя-
нии. Но при отпуске кривые твердости
этих сталей пересекают примерно при
и затем распо-
полностью закалившихся сталей
лагаются выше соответственно более высокому содержанию кобальта в
стали. Более слабое снижение твердости при отпуске следует объяснить
Рнс. 724. Изменение твердости закаленной кобальтовой ста-
ли (с 0,9% С) в результате отпуска [по Е Houdremont и.
Н. Schrader. Kruppsche Mh„ 13, 1932, S. 1—54]
как измельчением зерна под влиянием кобальта, так и его упрочняющим
влиянием на феррит (см. стр. 951) 338>. Значительное снижение твердости
стали с 16% Со после отпуска при 750° С, в результате которого ее твер-
дость оказывается ниже, чем углеродистой, объясняется образованием
графита (рис. 725). Вследствие этого присутствие в стали одного только
S37) Как уже указывалось выше, причина повышения кобальтом устойчивости против отпуска,
«по-видимому, иная, чем причина ослабления им роста зерна.
838> Все элементы, не образующие карбидов, повышают твердость стали после среднего и вы-
сокого отпуска, по сравнению с углеродистой, вследствие их растворения в феррите.
СПЛАВЫ Fe-Co-W; Fe-Co-Mo н Fe-Co-V
935
кобальта в количестве более 5% вызывает графитизацию после закалки
и последующего даже сравнительно кратковременного отпуска непосред-
ственно ниже At. В отличие от других сталей, склоннных к черному изло-
му, кобальтовую сталь достаточно нагреть в у-область, чтобы растворить
графит. При последующем охлаждении на воздухе он вновь не образует-
ся. Быстрое растворение графита в у-кристаллах объясняется увеличе-
нием коэффициента диффузии при наличии в решетке кобальта (см.
стр. 932). В соответствии с этим возрастает также глубина обезуглеро-
живания при отжиге во влажном водороде (рис. 726).
Рис. 726. Усиление обезуглероживания эвтек-
тоидной углеродистой стали (с 0,9% С) в ре-
зультате введения кобальта [по Е. Houdre-
mont u. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932,
S. i—54]:
1 — обезуглероживание в a-области; 2 — в
V-области; 3 — в смешанной области
Рнс. 725. Усиление графитообразования при
отпуске кобальтовой стали (с 0,9% С) [по
Е. Houdremont u. Н. Schrader. Kruppsche Mh.,
13, 1932, S. 1—54]
Менее значительное снижение твердости при отпуске и повышении
в результате введения кобальта твердости феррита (см. ниже) приводит
к тому, что инструментальные углеродистые стали с кобальтом (до 5%)
при резании обнаруживают более высокую производительность, чем
сталь без кобальта. До сравнительно высоких содержаний кобальт зна-
чительно улучшает производительность резания сталей, содержащих
специальные карбиды (см. стр. 943).
в. Сплавы железо — кобальт — вольфрам,
железо — кобальт — молибден и железо — кобальт — ванадий
Безуглеродистые сплавы системы железо — кобальт — вольфрам,
железо — кобальт — молибден и железо — кобальт — ванадий обладают
технически важными свойствами, обусловленными процессами превра-
щения и выделения. Тройные системы железо — кобальт — вольфрам
и железо — кобальт — молибден весьма сходны. Наиболее подробно ни-
же рассматривается система железо — кобальт — вольфрам.
936
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
В сплавах железо — вольфрам можно вызвать эффект дисперсион-
ного твердения за счет соединения Fe3\V2 (см. стр. 747 и 774). Подоб-
ный результат можно получить и в сплавах кобальт — вольфрам за
счет соединения CoW’12. Эта фаза образует с Fe3W2 твердый раствор,
обозначенный Кёстером &. Вследствие изменения концентрации -ft-раство-
ра с температурой дисперсионное твердение проявляется и в сплавах
системы железо — кобальт — вольфрам.
На рис. 727 указаны границы фазовых областей при 1400° С, а на
рис. 728 — при комнатной температуре. Изменение концентрации -ft-твер-
дого раствора с температурой можно установить на этих разрезах по
сдвигу линий, отграничивающих у-область от области у -(-„ft и область а
Со
Fe 10 20 30 СО 50 60^70 80 90 W
Сове ртание вольтрЬна, 7,
Рнс. 727. Изотермическое сечение тройной ди-
аграммы системы железо — кобальт — воль-
фрам при 1400° С [по W. Koster u. W. Топп.
Arch. Eisenhiittenw., 5, 1931—1932. S. 431—410]
Рис. 728. Изотермическое сечение тройной
диаграммы системы железо — кобальт — воль-
фрам при комнатной температуре [поИ7. Kos-
ter u. W. Топп. Arch. Eisenhiittenw., 5, 1931—
1932, S. 431—440]
от области а + -ft. Между областями у и а находится область у + а, ко-
торая с понижением температуры резко сдвигается в сторону сплавов
с повышенным содержанием кобальта. В соответствии с этим в сплавах,
богатых кобальтом, существует область, в которой поверхность раство-
римости при всех температурах находится полностью в у-области и вы-
деление ’ft-фазы происходит исключительно из у-раствора. В то же время
на стороне железа вследствие замыкания у-области при наличии воль-
фрама имеется область, поверхность растворимости в которой полностью
находится в пределах a-области; выделение происходит в таких сплавах
исключительно из a-фазы. Между ними существует область, в которой
при охлаждении наряду с процессами выделений протекает у ^-a-пре-
вращение. Следовательно, сплавы системы железо — кобальт -— воль-
фрам имеют примерно такие же возможности для аллотропических пре-
вращений и для дисперсионного твердения, как стали, легированные
специальными карбидообразующими элементами. Поскольку между
областью с у—> «-превращением и a-областью находится область a + у,
сплавы системы Fe — Со — W, как и сплавы железо — хром — углерод, * 46
1 №. Koster ц. №. Топп. Arch. Eisenhiittenw., 5, 1931—1932, S. 431—440.
2 S. Sykes. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 73, 1926, p. 968—1008 (cm Stahl ti. Eisen.
46, i926, S. 1833).
СПЛАВЫ Fe-Co-W; Fe-Co-Mo и Fe-Co-V
937
можно подразделить на аустенитные, ферритные, полуферритные спла-
вы, а также сплавы, полностью испытывающие у-> «-превращение.
Особенно интересно проследить дисперсионное твердение, вызывае-
мое выделением 0-фазы, в зависимости от природы твердого раствора,
из которого это выделение происходит *. Так как константа самодиф-
фузии в у-железе меньше, чем в «-железе, то следует ожидать, что при
одинаковых температурах процесс выделения из а-раствора протекает
Рис. 729. Дисперсионное твердение сплавов железо — кобальт — воль-
фрам. Изотермическое сечение тройной диаграммы железо —ко-
бальт—вольфрам при 20° С (сплошные линии) и 1300° С (пунк-
тирные линии [по №. Koster. Arch Eisenhuttenw., 6, 1932—1933,
S. 17—23]
быстрее, чем из у-раствора. Этот же вывод можно сделать на основании
сравнения температур рекристаллизации.
Это основное соображение полностью подтверждается рис. 729, на
котором области дисперсионно твердеющих сплавов с неизменной у-
и a-структурой и область, в которой наряду с выделением избыточной
фазы протекает у-^-«-превращение, отмечены различной штриховкой
(см. также рис. 727—728). Незачерненными квадратиками отмечены
сплавы, обнаруживающие повышение твердости в результате у—>-«-пре-
вращения. *
Наиболее высокая температура выделения 800° С соответствует
сплавам с аустенитной структурой. У ферритных сплавов максимальная
твердость наблюдается после нагрева при 700° С, а у сплавов, испыты-
вающих уa-превращение, после нагрева около 600° С.
Из левой части рис. 730 также видно, что наиболее низкую темпера-
туру выделения и наибольшую твердость имеют сплавы, претерпеваю-
щие у«-превращение. Это можно объяснить возникновением в процес-
1 Бениек и Шафмейстер (Arch. Eisenhuttenw., 5, 1931—1932, 615—620) на примере дисперси-
онно твердеющих (вследствие выделения титана) хромоникелевых сплавов показали, что темпера-
туры выделения из v-раствора выше температур выделения из а-раствора.
$38
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
се у->-а-превращения внутренних напряжений, ускоряющих выделение
О-фазы. Более высокая твердость сплавов с у->-a-превращением объ-
ясняется тем, что процесс протекает при низких температурах, что соз-
дает более тонкое распределение фаз.
На.рис. 730 справа показаны различные случаи выделения из
а-раствора. В сплаве, имеющем a-структуру при температуре закалки,
процесс выделения начинается выше 550° С; наибольшая твердость до-
стигается после нагрева до 650—700° С. В сплаве, который при темпе-
ратуре закалки был полностью переведен в у-область и при охлаждении
полностью испытал превращение, процесс выделения начинается выше
400° С; максимальная твердость достигается при 600° С. сплавах, за-
каливаемых из а + у-области и испытывающих превращение лишь
Рис. 730. Влияние отпуска на твердость закаленных (нагрев 1300° С) сплавов железо — кобальт •—
вольфрам [по R7. Koster. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933, S- 17—23]
в определенной части объема, в участках, испытавших превращение, вы-
деления начинаются выше 400° С, а в объемах a-фазы, не имевших пре-
вращения,— при более высоких температурах: вследствие этого макси-
мум твердости наблюдается при 650° С. Этот процесс можно наблюдать
и микроскопически (рис. 731 и 732). Сплав после закалки из двухфаз-
ной области состоит при комнатной температуре из неизменившихся
и превращенных a-кристаллов (рис. 731, а). В последних при отпуске
на 600° С выделяются тонко распределенные частицы O'-фазы; зерна
сплава после травления кажутся поэтому темными. В то же время
в непревращенных a-зернах нельзя заметить каких-либо выделений
(рис. 731, б). В чисто ферритном сплаве близкого состава (15% Со,
18% W) зерна а-раствора окрашиваются после травления в темный цвет
только после отпуска при 700° С. Изменения твердости в зависимости от
продолжительности выдержки при различных температурах отпуска
-обнаруживают закономерности, наблюдаемые и в других процессах
выделения (рис. 732).
Величины твердости, которую приобретают такие сплавы при 15
и 28% W и разном содержании кобальта, приведены на рис. 733. Спла-
вы, которые испытывают у-э-а-превращение, можно отличить по повы-
шению твердости непосредственно после закалки. Отпуск при 600° С
позволяет получить при надлежащем составе сплава более высокую
твердость, чем на закаленных сталях. Сплавы чисто ферритные или чи-
сто аустенитные имеют и в закаленном состоянии, и после дисперсион-
ного твердения более низкую твердость, чем сплавы с у а-превраще-
нием.
Были попытки использовать сплавы, испытывающие у^-а-превра-
яцение и приобретающие твердость 700 НВ, для режущего инструмента.
СПЛАВЫ Fe-Co-W. Fe-Co-Mo и Fe-Co-V
939
Лучшей продолжительностью отпуска в этом случае следует считать 2 ч
(рис. 732). На эти сплавы также значительно влияет температура за-
калки (рис. 733). Эти сплавы, кроме того, менее чувствительны к росту
зерна, чем чисто ферритные, так как у-зерно растет не столь быстро, как
Рис. 731. Структура сплава с 15.5% Со и 17% W. X 100 [по W. Koster. Arch. Eisen-
hiittenw., 6, 1932—1933, S 17—23]:
a — после закалки с 1300° С; б — после закалки с 1300° С и отпуска при 600° С
Рис. 732. Изменение твердости сплава с 30% Со и 15% W.
закаленного с 1200° С. в зависимости от температуры и про-
должительности отпуска [по W. Koster. Arch. Eisenhvit-
tenw., 6, 1932—1933, S. 17—23]
ct-зерно, и, кроме того, в результате превращения в них измельчается
структура ’2.
В железомолибденокобальтовых сплавах протекают почти такие же
процессы, как и в железовольфрамокобальтовых. Уже железомолибде-
новые сплавы с 23% Мо без кобальта в результате отпуска при 600° С
приобретают твердость 60 HRC. Железомолибденокобальтовые сплавы,
испытывающие превращения, как например сплавы с 30% Со и 10—
20% Мо, позволяют получить твердость 70 HRC. Отсюда следует, что
для достижения тех же результатов вольфрам можно полностью или
частично заменить молибденом.
Твердость, которую можно получить в сплавах с дисперсионным
твердением, имеющих у—>-a-превращение (табл. 197), превосходит мак-
1 В тройных сплавах этой системы, более богатых кобальтом, на процессы дисперсионного
твердения может также влиять перестройка кубической решетки кобальта в гексагональную
[И. Cornelius. Е. Oszwald u F. Bollenralh. Metallwirtsch.. 16. 1937. S. 393—399].
1 К. S. Seljesater a. В. A. Rogers. Trans. Amer. Soc. Steel Treat.. 19, 1932. p. 553—576.
940
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
f
симальную твердость высокопроизводительной быстрорежущей стали,
содержащей кобальт до 66 HRC.
Такие значения твердости указывают на исключительно высокую
износоустойчивость этого сплава. Так как температура дйсперсионного
твердения около 600° С, то сплав должен отличаться высокой устойчи-
востью против отпуска и высокой твердостью в нагретом состоянии.
Рис. 733. Твердость сплавов железо — кобальт — вольфрам с постоянным
содержанием вольфрама в зависимости от содержания кобальта и режима
Содержание кобальта^
Тенлеротура отпуска, °C
Рис. 734. Влияние температуры закалки на изменение
твердости при отпуске сплава с 30% Со и 15% W [по
W. Koster. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933,
S. 17—23]
Таблица 197. Твердость дисперсионно твердеющего железовольфрамокобалыпового
сплава (30% Со, 18 W) после отпуска при различных температурах
Температура отпуска °C Твердость Температура отпуска °C Твердость
HRC HV HRC HV
600 69—71 1066—1114 800 58—59 734
700 66—67 940 850 53-54 587
750 63—64 834
Повышенная производительность резания этого сплава по сравнению
с быстрорежущей сталью подтверждается данными табл. 198. Он обла-
дает также тем преимуществом, что после закалки не приобретает наи-
высшей твердости и сравнительно мягок. Благодаря этому возможна
еще некоторая механическая обработка в закаленном состоянии. В про-
цессе последующего отпуска при 600° С поводки инструмента не наблю-
СПЛАВЫ Fe-Co-W; Fe-Co-Mo и Fe-Co-V
941
Таблица 198. Производительность резания дисперсионно твердеющего
вольфрамокобальтового сплава с 18% W и 30% Со по сравнению с быстрорежущей
сталью с 17 % Со
Обрабатываемый материал Подача мм Глубина резания мм Скорость резания M/MUH Продолжительность резания, мин
быстро- режущая сталь сплав с дисперсн- онным тверде- нием быстро- режущая сталь сплав с диспер- сионным тверде- нием
Улучшенная хромонике- левая сталь с пределом прочности 1 Гн/м2 (100 кГ/мм2) 1,4 0,18 5,0 0,5 17 50 17 65 7 33 60 37
дается. Однако несмотря на весьма ценные режущие свойства эти
сплавы не смогли получить практического применения для инструментов
вследствие их повышенной
хрупкости. Кроме того, по
производительности резания
они уступают спеченным
твердым сплавам.
На значительное увели-
чение коэрцитивной силы
железомолибденовых спла-
вов при дисперсионном твер-
дении уже указывалось вы-
ше. Изменение физических
свойств в железокобальто-
вольфрамовом сплаве пока-
зано на рис. 735. Сплав име-
ет высокую коэрцитивную
силу при повышенной оста-
точной индукции. Влияние
дисперсных выделений на
физические свойства зависит
от того, что представляет со-
бой металлическая основа:
а-раствор, у-раствор или
структуру, полученную в ре-
зультате превращения.
•В качестве магнитного
материала представляют ин-
терес только сплавы с у->а-
превращением или чистые
а-сплавы (см. стр. 966).
Аналогичными свойствами
обладают сплавы железо —
тантал — кобальт ’, диспер-
Рис. 735. Влияние отпуска на физические свойства спла-
ва с 15°/о Со н 18% W, закаленного с 1300° С
(по W. Koster. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933, S. 17—23]
сионное твердение которых также происходит в а-растворе, у-растворе
и в сплавах с у-превращением и не отличается от этого процесса в
рассмотренных сплавах.
1 IF. Koster u. G. Becker. Arch. Eisenhiittenw., 13, 1939—1940, S. 93—94.
942
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
В качестве магнитных .материалов применяются также сплавы си-
стемы железо — кобальт — ванадий. Технически важные сплавы этой
системы содержат около 52% Со и могут быть разделены на две группы:
1) магнитно-мягкие сплавы примерно с 2% V;
2) магнитно-твердые сплавы с 10—15% V.
Для представления о фазах, образующихся в этих сплавах, на
рис. 736 приведен вертикальный разрез тройной системы в равновесном
и неравновесном состоянии. В области до 15% V и в равновесном со-
стоянии обнаруживаются неупорядоченные а- и у-фазы, а затем упоря-
доченные а'- и у'-фазы. Для неравновесного состояния (рис. 736, а)
Рис. 736. Вертикальный разрез тройной диаграммы железо — кобальт — ванадий при посто-
янном содержании кобальта 52% (по W. Koster u. Н. Schmid. Arch. Eisenhiittenw., 26, 1955,
S. 345—353 u. 421—425]:
a — неравновесное состояние; б — равновесное состояние
характерен значительный гистерезис у->а-превращения. Характерная
для неравновесного состояния узкая трехфазная область у' + у + а.
сильно расширяется в равновесном состоянии; одновременно исчезает
область у + у'. Кроме того, образуется широкая промежуточная область
а + у. При переходе от неравновесного к равновесному состоянию про-
текают, следовательно, и два превращения, вызываемые упорядочением,
и сильно изменяется концентрация отдельных фаз. При температурах
ниже 500° С даже после очень длительного нагрева еще сохраняется
неравновесное состояние, на которое можно воздействовать путем де-
формирования и последующего нагрева с приемлемой выдержкой.
Именно на этих процессах основаны важные изменения в свойствах при-
меняемых в технике магнитных сплавов, происходящие при воздействии
деформации и термической обработки.
КОБАЛЬТОВЫЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ СТАЛИ
949
О влиянии ванадия в магнитно-мягких железокобальтовых сплавах
см. стр. 958. При охлаждении сплавов с 10—15% V (этому составу
отвечают промышленные сплавы викаллой I и II или коэрцит Т) с тем-
ператур несколько выше 1000° С превращение у->а полностью вообще
не проходит, как это вытекает из наклона резко снижающейся линии Лг3
для неравновесной системы (рис. 736,а). При нагреве этих сплавов до
~600е С из а-раствора выделяется у-фаза и, кроме того, протекает упо-
рядочение a-кристаллов. Оба процесса совершаются при одной и той
же температуре, но с очень различной скоростью. Выделение у-фазы
вызывает возрастание твердости. Упорядочение а-раствора также по-
вышает твердость. Если эти сплавы с 10—15% V перед нагревом для
старения подвергнуть сильному деформированию в холодном состоянии
(как это применяется для промышленного сплава коэрцит Т), то это
вызывает дальнейшее у->а-превращение, в результате которого увели-
чивается количество кристаллов a-фазы при комнатной температуре.
При отпуске эти кристаллы выделяют у-фазу. Исследования автора по-
казали, что сплавы, содержащие более 12% V, после охлаждения из
области у-фазы до комнатной температуры остаются в значительной
степени аустенитными; a-фаза образуется лишь после сильного дефор-
мирования в холодном состоянии, как при деформации аустенитных
сталей. Сравнение неравновесного и равновесного состояний показыва-
ет, что выделение у-фазы при отпуске наступает не только в сплавах
с 10% и большим количеством ванадия, но и в сплавах, имеющих мень-
ше ванадия, которые, впрочем, не имеют технического значения. Физи-
ческие свойства рассмотренных сплавов приводятся на стр. 968.
2. Кобальт в инструментальных сталях
а. Кобальтовые инструментальные стали
Из изложенных выше сведений о поведении кобальтовых сталей
при закалке следует, что введение кобальта в углеродистую сталь не
вносит существенных изменений в ее свойства; поэтому и не приходится
рассчитывать на широкое применение чисто кобальтовой стали в качест-
ве инструментальной. Единственной особенностью подобной стали, ко-
торую можно было бы использовать, является постоянство размеров
при закалке, связанное с ее плохой прокаливаемостью. Пониженная про-
каливаемость, а следовательно, и уменьшение количества образующегося
мартенсита способствуют ослаблению поводки при закалке (см. стр. 265).
На рис. 737 показано влияние кобальта в этом направлении для мет-
чиков.
Все же легирование углеродистой стали кобальтом ради ослабления
прокаливаемости не получило применения, так как введением карби-
дообразующих элементов можно достигнуть примерно такой же про-
каливаемости в сочетании с рядом других преимуществ1 (см.
стр. 837). Если же сталь легировать наряду с кобальтом другими эле-
ментами, обеспечив сплошную прокаливаемость, то влияние кобальта
на постоянство размеров станет неощутимым.
Для метчиков и т. п. инструментов была предложена сталь с 0,85—
0,96% С, 0,40—0,50% Si, 2—2,5% Со и 0,3—0,5% V; она закаливается
Прежде всего экономических. Прим. ред.
944
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
в воде, обладает неглубокой прокаливаемостью, поводка ее незначи-
тельна. Эта сталь не обладает повышенным постоянством размеров при
закалке по сравнению с известными сталями, закаливаемыми в масл.&,
но обеспечивает более высокую производительность резания *. Однако
эта сталь, так же как и легированные кобальтом углеродистые стали, не
нашла значительного применения. Напротив, все большее значение
приобретает введение кобальта в дисперсионно твердеющую сталь, по-
скольку кобальт задерживает процессы выделения.
Повышение производительности резания быстрорежущей стали при
введении кобальта было впервые установлено еще в 1912 г. 1 2-3.
Рнс. 737. Изменение размеров образцов углеродистой эвтектоид-
ной стали при закалке вследствие введения кобальта н вызы-
ваемого им уменьшения прокалнваемости [по Е. Houdre-
mont u Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932, S. 1—54]
Рис. 738 показывает, что максимум производительности при повышении
температуры закалки сдвигается к более высокому содержанию кобальта
(при закалке с 1320° С до 24% Со). Закалка от столь высокой тем-
пературы становится возможной, поскольку кобальт повышает темпе-
ратуру-начала плавления ледебуритной эвтектики 4 и расширяет, та-
ким образом, интервал температур закалки. Наиболее полное исполь-
зование благоприятного влияния очень высокого содержания кобальта
на режущие свойства достигается в результате нагрева до верхнего пре-
дела температур закалки. Кобальт сужает, кроме того, область сущест-
вования 6-феррита, вследствие чего при перегреве или при излишне про-
должительной выдержке феррит образуется в меньших количествах.
В отличие от углеродистой стали (см. рис. 722), в быстрорежущих
сталях, содержащих специальные карбиды, кобальт увеличивает коли-
чество остаточного аустенита (рис. 739). Этот эффект проявляется.
1 Я. Scherer. Arch. Eisenhiittenw., 1. 1927—1928, S. 325—329.
2 Немецкий патент № 281386 от 10/VI И — 1912 г.
3 О быстрорежущей стали см в гл. «Ванадий».
« W'. Oertel. Stahl u. Eisen, 47, 1927, S. 2036—2038.
КОБАЛЬТОВЫЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ СТАЛИ
945
однако, лишь при закалке с повышенных температур. Для высококо-
бальтовых сталей, сохраняющих повышенное количество остаточного
аустенита, однократный отпуск не обеспечивает полного превращения
аустенита. Рис. 739 показывает, что, например, в стали с 24% Со после
однократного отпуска сохраняется еще более 4,5% остаточного аустени-
та. Только в результате двукратного или трехкратного отпуска, обеспе-
чивающего полное превращение в мартенсит, удается достигнуть наи-
высшей производительности резания. Причина сохранения повышенного
количества остаточного аустенита при введении кобальта остается еще
недостаточно ясной. Возможно, что расширение у-области, наблюдаю-
щееся в двойных железокобальтовых сплавах лишь при содержании
Содержание кобальта, %
Рис. 738. Влияние кобальта на производитель-
ность резания быстрорежущей стали с 0,75% С;
14% W; 4,4% Сг; 2,2% V; отпуск 570° С [по
Е. Houdremont u. h. Schrader. Kruppsche Mh.,
13, 1932, S. 1—54]
Рис 739. Повышение количества ос-
таточного аустенита в закаленной
(/) н отпущенной (2) быстрорежу-
щей стали в зависимости от содер-
жания кобальта [по Е. Houdre-
mont u. Н. Schrader. Kruppsche Mh.,
13, 1932, S. 1—54]
40% Co, сдвигается под влиянием легирующих элементов к более низ-
кому содержанию кобальта. Более вероятным, однако, является взаимо-
действие кобальта со специальными карбидами, заключающееся, напри-
мер, в увеличении растворимости карбидов или в затруднении их выде-
ления. Повышением растворимости карбидов при температуре закалки
можно было бы в известной степени объяснить вызываемое кобальтом
повышение производительности резания. Кроме того, увеличение содер-
жания углерода в аустените повышало бы его устойчивость.
Главная причина повышения производительности резания заклю-
чается, очевидно, в том, что кобальт задерживает процесс выделения,
т. е. при одинаковых температурах увеличивает продолжительность про-
цесса выделения.или же при одинаковой продолжительности отпуска
сдвигает начало снижения твердости в область более высоких темпера-
тур. Изотермы отпуска (рис. 740) показывают, что кобальт не только
задерживает начало процесса выделения, но особенно затрудняет коагу-
ляцию выделившихся частиц. Эти частицы в кобальтовой стали при на-
греве в процессе эксплуатации коагулируют в меньшей степени и в те-
чение более длительного времени 339). В соответствии с таким поведением
1 °ч<') Наиболее вероятно предположение, что кобальт растворяется в тройном интерметалли-
ческом соединении Fe — Сг — W, являеюшемся одной из упрочняющих фаз, вследствие чего это
соединение выделяется при повышенных температурах отпуска и обладает большой стойкостью
против коагуляции. Подробнее см. [5].
60 Э Гудремон, т. II
946
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
при отпуске твердость стали в нагретом состоянии возрастает с увели-
чением содержания кобальта (рис. 741).
Продолжительность отпудка.ч
Рис. 740. Изменение твердости закаленной кобальтовой бы-
строрежущей стали в зависимости от продолжительности
отпуска. Закалка с 1230° С. охлаждение в масле [по Е. Ho-
udremont u. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932,
S. 1-54]
Рис. 741. Твердость при повышенных температу-
рах закаленной и отпущенной быстрорежущей
стали с различным содержанием кобальта [по
Е. Houdremont u. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13,
1932, S. 1—54]
Высказывалось мнение, что кобальт вследствие того, что он увели-
чивает теплопроводность, повышает производительность резания. При
тех содержаниях кобальта, ко-
торые вызывают повышение
производительности резания,
приходится, однако, сталки-
ваться не с улучшением, а ско-
рее с ухудшением теплопро-
водности (см. стр. 960) и
рис. 753). Поэтому подобное
объяснение не может быть при-
знано состоятельным.
Благоприятное влияние,
оказываемое кобальтом на
устойчивость против отпуска и
твердость быстрорежущей ста-
ли в нагретом состоянии, при-
вело к введению кобальта в
сталь для горячих работ, на-*
пример в сталь с 9% W,
3,5% Сг, 0,3% V и 0,3% С. Введение 2% Со и особенно до 5—10% Со
улучшает свойства стали. Такая сталь применяется для матриц литья
под давлением, дорнов для труб, изготовляемых горячим прессованием,
и т. д.
Кроме быстрорежущей стали, кобальт находит применение в высо-
коуглеродистой хромистой стали. Типичным примером является сталь
с 1,5% С, 12—14% Сг, 1—3% Со, 1% Мо, 1% W и, возможно, 1% V
ВЫБОР ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ ДЛЯ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
947
(Х165СгСо12, табл. 150). Она отличается от хромистой стали без
кобальта повышенным сопротивлением износу и повышенной стойкостью
против отпуска. Поэтому ее применяют часто в литом состоянии для
фрез, обрабатывающих древесину; при обработке металлов эта сталь
в определенных условиях эксплуатации имеет производительность, рав-
ную производительности быстрорежущей стали. Наконец, она в зака-
ленном состоянии находит применение как особо износоустойчивая для
фильер, пил по металлу, обрезных штампов, тяжело нагруженных но-
жей, кислотоустойчивых пресс-форм для пластмасс, матриц и т. п. Луч-
шие результаты дает закалка с нагревом до 950—1000° С и с охлажде-
нием на воздухе или в масле. При более высоком нагреве сохраняется
значительное количество остаточного аустенита. В таком случае сталь
надо отпускать при 600° С. Большое применение подобная сталь нахо-
дит для литых пробок и прошивок в трубном производстве, пресс-форм
для брикетов и т. п. Состав стали в этих случаях изменяется таким об-
разом: 1,8% С, 1,3% Ni, 12—20% Сг, 1,3% W, 0,25% V и 1—10 % Со.
О применении кобальта в режущих сплавах указывалось выше
(стр. 940).
б. Общие соображения о выборе легирующих элементов
( для инструментальных сталей
В настоящем разделе представляется уместным сделать обобщаю-
щий обзор инструментальных сталей; этой цели служит также приве-
денный в табл. 199 список инструментальных сталей, применяемых
в США 340). В отношении сталей для холодного и горячего деформирова-
ния этот список не является столь обширным, как немецкие справочни-
ки; существуют сплавы, которые для определенных назначений подхо-
дят в большей степени, чем приводимые здесь. В то же время число
быстрорежущих сталей в справочнике США больше, чем в немецких
марочниках.
Свойства, существенные для инструментальных сталей, были указа-
ны выше (см. стр. 344, т. I). К таким свойствам относятся: закаливае-
мость, износоустойчивость, прочность при сжатии, достаточная вязкость
при требуемой твердости, устойчивость против отпуска и красностой-
кость 341).
Для углеродистых сталей назначение в зависимости от твердости
было указано в табл. 44. В эти стали вводят небольшие количества кар-
бидообразующих элементов для изменения прокаливаемости. При за-
калке с обычных для углеродистых сталей температур ванадий, напри-
мер, уменьшает прокаливаемость. Хром повышает прокаливаемость.
Улучшение прокаливаемости может быть достигнуто также путем
повышения температуры закалки; легированная ванадием сталь сохра-
няет при этом мелкое зерно. Стали этой группы надо закаливать очень
тщательно, особенно инструменты сложной формы.
340) эти данные несколько устарели. Новый список инструментальных сталей, применяемых
в США, см. [52].
341> Этим не исчерпываются все свойства,, требуемые от инструментальных сталей. От стали для
горячих штампов требуются еще повышенная теплопроводность и стойкость против термической
^аалости: от стали для пресс-форм литья псд давлением — стойкость против эрозионного и физи-
жРхимического воздействия заливаемого металла. Весьма важное значение имеют технологиче-
ские свойства: обрабатываемость давлением и резанием (в отожженном состоянии), малая склон-
ность к обезуглероживанию, к изменению размеров, деформации н трещинообразованию при за-
калке, малая чувствительность к перегреву, хорошая или удовлетворительная шлнфуемость.
948
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
Таблица 199. Классификация и химический состав наиболее важных
инструментальных сталей, применяемых в США*1
Обозна- чение (AISI— SAE) Химический состав, %
с Si Мп Ni Сг Мо V W Со Nb
1. Инструментальные стали, закаливаемые в воде
W1 0,60—1,40*2 .—_ -—. — — -—- — — —
W2 0,60—1,40*2 — — — — — 0,25 — — —.
W3 0,60—1,40*2 — .— —— — 0,50 — — —_
W4 0,60—1,40*2 — — .—_ 0,25 — — — — —
W5 0,60—1,40*2 — — 0,50 — — — .—
W6 0,60—1,40*2 — — — 0,25 .— 0,25 — —_ -—-
W7 0,60—1,40*2 — — — 0,50 — 0,20 — — —
2. Инструментальные стали, устойчивые против ударных нагрузок
S1*3 0,50 — — — 1,50 — — 2,50 —. —
S2 0,50 1,00 — — — 0,50 — .—. — .—
S3 0,50 — — — 0,75 — .— 1,0 — —
S4*3 0,50 2,0 0,80 — — —. — -—- —
S5*3 0,50 2,00 0,80 — — 0,40 — — — —
3. Стали д; гя хояо дного с Реформ лрованш 1, зака. шваемь ie в мае ле
01*= 0,90 — 1,00 — 0,50 — .—- 0,50 — -—
02 0,90 — 1,60 — .—. — — — —. —
06 1,45 1,00 0,75 — — 0,25 — — — —
07 1,25 — — — 0,75 0,25 — 1,75 — —
4. Среднелегирова иные стали для холодного с Реформирования,
закаливаемые при охлаждении на воздухе
А2*3 1,00 — .— -— 5,00 1,00 — — — —
А4 1,00 — 2,00 — 1,00 1,00 — — — -—
А5 1,00 ,— 3,00 .— 1,00 1,00 — — —- —.
А6 0,70 — 3,00 — 1,00 1,00 — — — —
5. Высокоуглеродистые 'и высокохроылстые стали для холодного деформирования
D1 1,00 .— — -—. 12,00 1,00 — —- — —
D2*3 1,50 -—- — — 12,00 1,00 — — —- —
D3*3 2,25 — -—. -—. 12,00 -—. — .—- -—. —
D4*s 2,25 — — —. 12,00 1,00 — — — —
D5 1,50 —- — — 12,00 1,00 — — 3,00 —
D6 2,25 1,00 •— — 12,00 — — 1,00 — —-
6. Хромистые стали для горячего деформирования
Hll 0,35 — —- — 5,00 1,50 0,40 — — —
Н12 0,35 -— — — 5,00 1,50 0,40 1,50 -— .—-
Н13 0,35 — —• — 5,00 1,50 1,00 — — —-
Н14 0,40 — -— — 5,00 — -— 5,00 —
Н15 0,40 —- — — 5,00 5,00 — — — —
Н16 0,55 — — — 7,00 — — 7,00 — —
7. Вольфрамовые стали для горячего деформирования
Н20*3 0,35 .—- — — 2,00 — — 0,00 — —
Н21 0,35 — —- —- 3,50 — — 9,00 -— —
Н22 0,35 — — — 2,00 -— — 11,00 — -—
Н23 0,30 — — -— 12,00 —- -— 12,00 -—- —.
Н24 0,45 -—. — —- 3,00 — — 15,00 —- —
Н25 0,25 .— — —- . 4,00 —- — 15,00 — .—
Н26 0,50 — —• — 4,00 — 1,00 18,00 — —
ВЫБОР ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ ДЛЯ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
949
Продолжение табл. 199
Обозна- чение Химический состав, %
(AISI—
SAE) с Si Мп Ni Сг Мо V W Со Nb
8. Молибденовые стали для горячего деформирования
Н41 0,65 — — — 4,00 8,00 1,00 1,50 — —
Н42 0,60 — — .— 4,00 5,00 2,00 6,00 — —
Н43 0,55 — —. — 4,00 8,00 2,00 — — —
9. Вольфрамовые быстрорежущие стали
Т 1*3 0,70 -—‘ — — 4,00 — 1,00 18,00 —. —
Т2 0,85 — -— — 4,00 __ 2,00 18,00 —
ТЗ 1,00 — — — 4,00 —- 3,00 18,00 — —
Т4 0,75 — — — 4,00 — 1,00 18,00 5,0 —.
Т5 0,80 — —« — 4,00 — 2,00 18,00 8,0 —
Тб 0,80 — —» — 4,50 — 1,50 20,00 12,0 —.
Т7 0,80 -—• -— .— 4,00 — 2,00 14,00 — —
Т8 0,80 — — — 4,00 — 2,0 14,00 5,0 .—
T9 1,2 — — — 4,00 — 4,0 18,00 — —-
Т15 1,55 — — — 4,00 — 5,0 12,00 5,0 —
10. Молибденовые быстрорежущие стали
Ml 0,80 - — — 4,0 8,0 1,0 1,5 — —
М2*® 0,85 — — . —» 4,0 5,0 2,0 6,0 — —
М3 1,00 -— — — 4,0 5,0 2,75 6,0 — —
М4 1,30 — — — 4,0 4,5 4,0 5,5 — —
Мб 0,80 —» -— — 4,0 5,0 1,5 4,0 12,0 —
М8 0,80 -— -— — 4,0 5,0 1,5 5,0 — 1,25
М10 0,85 — — — 4,0 8,0 2,0 — — —
МЗО 0,85 —» — — 4,0 8,0 1,25 2,0 5,0 —
М34 0,85 —» — — 4,0 8,0 2,0 2,0 8,0 —
М35 0,85 —— — — 4,0 5,0 2,0 6,0 5,0 —
М36 0,85 — — — 4,0 5,0 2,0 6,0 8,0 —
11. Низколегированные инструментальные стали для специальных целей
L1 1,00 — — — 1,25 — — — — —
L2 0,5—1,1*2 — •— — 1,0 — 0,20 — —
L3 1,00 —. .— —. 1,5 — 0,20 — — —
L4 1,00 — 0,60 — 1,50 — 0,20 — — —»
Lb 1,00 — 1,00 — 1,00 0,25 — — —
L6 0,70 .— — 1,50 0,75 0,25 — — — —
L7 1,00 — 0,35 — 1,40 0,40 — — — —
12. Вольфрамовые инструментальные стали
Fl 1,00 — — — — — — 1,25 — —
F2 1,25 — — — — — — 3,50 — —
F3 ' 1,25 — — — 0,75 — — 3,50 — —
13. Цементуемые стали для пресс-форм
Pl <•0,10
Р2 <0,07 — .— 0,50 1,25 0,20 — — — —
РЗ <0,10 —- — 1,25 0,60 — — .— — —
Р4 <0,07 —_ — — 5,0 — — —. — —
Р5 <0,10 — -— — 2,25 — .—- — — —
Р20 0,30 — — — 0,75 0,25 — — — —
L *х По «Metals Handbook», 1954, Supplement, Amer. Soc. Met .: Cleveland. См. также Metal
r Progr., 66, 1954. N 1—А, р 22. *2 Содержание углерода установлено ступенями через
o, 1%. *3 Стандартные стали, изготовляемые почти всеми металлургическими заводами
и имеющиеся на складе.
950
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
Вследствие более низкого содержания углерода стали второй груп-
пы характеризуются большой вязкостью и особенно пригодны для забо-
ты при ударных нагрузках.
Стали третьей группы менее чувствительны к перегреву и прока-
ливаются на большую глубину. Можно, как это делается для стали 02,
вводить также немного ванадия для уменьшения чувствительности к пе-
регреву. Эти стали применяют не только для режущих инструментов,
но и для отрезных, вырубных и т. п. штампов.
В группе 4 приведены малодеформирующиеся стали с меньшим со-
держанием легирующих элементов, а в группе 5 — малодеформирующие-
ся стали с 12% Сг. Сталь А2 с 5% Сг и 1% Мо является износоустойчи-
вой, применяемой для вытяжных штампов; она почти не дает поводки
при закалке на воздухе; кроме того, она обладает определенной устой-
чивостью против отпуска342). Сталь А5 с 3% Мп кажется несколько не-
обычной. Стали с высоким содержанием хрома обладают вследствие
повышенного количества избыточных карбидов значительным сопротив-
лением износу при низких и повышенных температурах. Особенно вы-
сокими свойствами обладает сталь D5, применяемая также для горяче-
го деформирования и в литом состоянии — для фрез.
Стали групп 6, 7 и 8 обладают повышенной устойчивостью против
отпуска. Вследствие более низкого содержания углерода они по изно-
соустойчивости уступают быстрорежущим сталям, но обладают по срав-
нению с ними большей вязкостью, что позволяет применять их для
работы с ударными нагрузками. Сталь Н23 обнаруживает повышенную
теплоустойчивость и применяется для кокилей для литья меди и медных
сплавов.
Быстрорежущие стали групп 9 и 10 относятся исключительно к ста-
лям высшей производительности. Здесь, в частности, не представлены
применяемые в ФРГ экономичные стали средней производительности,
как например сталь ABC III. Большой список молибденовых сталей
обусловлен наличием в США больших месторождений молибденовых
руд. Однако и при этих условиях наблюдается тенденция изготовлять
стали высшей производительности с несколько повышенным содержа-
нием вольфрама и пониженный содержанием молибдена. В качестве
примера следует назвать разработанные в ФРГ стали с 6% W, 5% Мо
и 2% V (М2) и стали с повышенным содержанием ванадия или добав-
ками от 6 до 20% Со (М3, М4, Мб, М35, М36). Следует отметить со-
держащую ниобий сталь М8 343).
Стали группы 11 применяют частично в тех же областях, что и ста-
ли группы 3. Хромистые стали обладают несколько лучшей износоустой-
чивостью и прокаливаются в больших сечениях. Сталь L6 с пониженным
содержанием углерода пригодна вследствие высокой прокаливаемости
для изготовления крупных штампов, работающих при ударных нагруз-
ках. Ее можно использовать также для инструментов горячего деформй-
рования.
Свойства и области применения сталей группы 12 были приведены
на стр. 753. Пресс-формы из сталей группы 13 можно легко обработать
фрезерованием и раззенковкой в отожженном состоянии. После этого
, 342) Сталь с &>/• Сг по сравнению со сталью с 12% Сг имеет более высокие вязкость н хрупкую
прочность, лучшую обрабатываемость резанием и шлифуем ость. Для улучшения обрабатываемости
резанием предлагалось присаживать к высокохроцрстой стали около 0,1% S.
343> Сталь М8 с ниобием применялась некоторое время в США, по-виднмому, как опытная.
В последней классификации инструментальных сталей, используемых в США [52], этой стали нет.
КОБАЛЬТ В КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
951
производится цементация и закалка. Характерно, что список низколеги-
рованных сталей в табл. 199 сравнительно мал; это значит, что считает-
ся более выгодным сокращение затрат на производство сталей путем
уменьшения числа марок. Это соображение и является, очевидно, ре-
шающим при определении числа выпускаемых марок стали. В результа-
те число марок высоколегированных сталей, для которых более важ-
ным, чем стоимость металла и изготовления, является достижение высо-
кой производительности, значительно больше, чем в ФРГ. Стремление
к унифицированию и упрощению хранения на складе выражается в том,
что стали стандартные и позволяющие обеспечить обычные требования
имеют клеймо — звездочку. Такие стали обычно можно получить со
склада без специального заказа 344).
3. Кобальт в конструкционной стали
а. Общая часть
Применение кобальта в конструкционной стали было бы эффектив-
ным, если бы его введение обеспечивало значительно более высокие
механические свойства по сравнению с другими легирующими элемен-
тами. Приведенные выше данные о влиянии кобальта показывают, что
ожидать этого не приходится. Введение кобальта может привести лишь
к ухудшению способности стали принимать улучшение. В отожженных
и нормализованных двойных железокобальтовых сплавах (см. рис. 346)
и низкоуглеродистых сталях кобальт вследствие его влияния на а-фер-
рит повышает твердость, предел прочности и предел текучести при одно-
временном уменьшении относительного удлинения и сужения несмотря
на то, что он измельчает зерно. Отношение предела текучести к пределу
прочности при введении кобальта не улучшается 345>.
б. Кобальт в жаропрочных сталях
Повышение прочности феррита при комнатной температуре, вызы-
ваемое кобальтом, сохраняется и при повышенных температурах
(рис. 742). Оно ие зависит от продолжительности нагружения, в отли-
чие, например, от ванадиевых сталей, в которых упрочнение вызывается
процессами выделения, зависящими от температуры и продолжительно-
сти отпуска. Однако повышение жаропрочности при низком содержании
кобальта столь незначительно, что введение его в низколегированные
344) Приведенные в этом параграфе «общие соображения о выборе легирующих элементов
для инструментальных сталей» недостаточны. Подробнее об этом см. [5, 18].
345> Значительное количество кобальта (7—8%) вводится в одну из модификаций новейших вы-
соконнкелевых (с 18—25% Ni) конструкционных сталей, приобретающих высокую прочность за счет
комбинации дисперсионного твердения с аустенитно-мартенситным превращением (см. доп.155) на
стр 479).
Для шарикоподшипников, работающих до 540° С, предложена сталь, содержащая в среднем
1,1% С; 4% Сг; 6,5% W; 3,5% Мо, 2% V; 5% Со. Эта сталь закаливается с 1220’С в масле и под-
вергается двукратному отпуску по 2 ч прн 565° С.
В качестве износостойкого сплава (в условиях абразивного износа) для керновых опор из-
мерительных приборов успешно используется сплав кобальта с 25% W, упрочняемый дисперсионным
твердением (длительный отпуск прн 600—650° С) после иаклепа с большой степенью деформации.
& последнее время для кернов хорошо зарекомендовал себя сплав на кобальтовой основе К40НХМ.
’’первоначально разработанный и применяющийся в качестве пружинного. Этот сплав немагнитен
и обладает высокой коррозионной стойкостью. Он содержит 40% Со, 2% Мп; 20% Сг; 15% Ni;
7% Мо. Максимальное упрочнение он приобретает после закалки с 1100—1150° С, холодной дефор-
мации 70—80% и отпуска при 500—550° С; см. [5]. ,
952
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
жаропрочные стали не получило распространения. Рис. 742 показывает,
что легирование только одним кобальтом в количестве 16% позволишь
получить примерно такое же повышение жаропрочности, как в несодер^
жащей кобальта стали с 0,8% Сг и 0,8% Мо. Иным оказывается влия-
ние кобальта в сталях, в которых другие легирующие элементы вызыва-
Рис. 742. Влияние кобальта на пределы прочности н текучести прн
повышенных температурах литой углеродистой стали н низкоугле-
роднстой хромомолибденовой стали [по Е. Houdremont и.
Н. Schrader. KruDpsche Mh., 13, 1932, S. 1—54]
ют дисперсионное твердение; кобальт, как указано выше, может задер-
живать развитие этого процесса.
В промышленности используется повышение кобальтом жаропроч-
ности клапанной стали, например для клапанов выпуска двигателей
внутреннего сгорания. Из табл. 200 видно, что сталь, легированная ко-
бальтом, заметно превосходит другие сплавы, не содержащие кобальта.
Табл'ица 200. Теплоустойчивость клапанной стали различного состава
Химический состав, %
Предел прочности* при нагреве до
Si Мп Сг Ni
600° С 700° С
800° С
900° С
Мн/мг kCimja2 Мн]м*
КГ/ММ2 МН:М2 кПмм2 Mhjm2
кГ/мм2
I
II
III
IV
V
0,40
0,40
1,25
1,3
0,40
3,0
4,0
0,40
0,35
1,5
0,30
0,30
0,40
0,35
0,6
9,5
3,5
12,0
13,0
13,0
— 210
2,0 240
— 340
2,0 370
— 450
21
24
34
37
45
85
ПО
150
190
280
8,5
11
15
19
28
45
50
71
85
170
4,5
5
7,1
8,5
17
150
25
40
75
85
1,5
2,5
4,0
7,5
8,5
* Продолжительность испытания на растяжение 2,5 мин.
Характерно, что различие в прочности разных сталей до 800° С умень-
шается, а после 900° С, т. е. при переходе к аустенитной структуре, вновь
возрастает. Однако для сравнения надо принимать значения при 800и С,
так как шейка клапана нагревается как раз до 700—800° С, а шейка
является наиболее нагруженным сечением. Для наиболее тяжелых ус-
ловий работы по-прежнему применяются аустенитные сплавы (см.
КОБАЛЬТ В КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
953
табл. 133, т. I), несмотря на их пониженную теплопроводность при
комнатной температуре (но не при температуре эксплуатации). В неко-
торых случаях повышают теплоотвод в клапане, высверливая отверстия
и наполняя их солями или металлами (натрий, медь или алюминий).
Путем азотирования можно повысить поверхностную твердость и тем
самым дополнительно улучшить свойства стали. Кобальт является цен-
ным легирующим элементом для аустенитных и сложных сплавов, рабо-
тающих при температурах выше 550° С. Это относится также к высоко-
хромистым улучшаемым сталям. На высокую теплоустойчивость спла-
вов на кобальтовой основе (с 70% Со и 30% Сг) впервые указал
Г. Тамманн *. В аустенитных сталях и сплавах тяжелых металлов с вы-
соким содержанием кобальта выигрыш в жаропрочности в значительной
степени вызывается замедлением коагуляции выделяющихся фаз под
действием кобальта. Кобальт улучшает также жаропрочность гомоген-
ных сплавов, не способных к дисперсионному твердению, однако этот
эффект проявляется в сравнительно меньшей степени и вызывается
затруднением диффузионных процессов, что задерживает возврат. Кро-
ме того, уменьшение периода решетки в железокобальтовых сплавах
(см. рис. 746) указывает на усиление атомной связи 1 2.
В гомогенном аустените, в котором нет процессов выделения, выи-
грыш в жаропрочности в результате введения кобальта до 20% невелик.
Если же вводить кобальт в дисперсионно твердеющие сплавы, то он
сдвигает процессы коагуляции к более высоким температурам; в резуль-
тате жаропрочность, например сплава с 16% Сг, 13% Ni и 8% Со, ока-
зывается достаточно высокой даже при 700° С (рис. 743).
Как показано на рис. 744, выигрыш в жаропрочности, достигаемый
полугорячим .наклепом, теряется для сплавов без кобальта выше 650° С,
тогда как для сплавов, содержащих кобальт, он еще сохраняется до
700° С. Эти данные показывают одновременно, что наиболее высокая
температура использования сплавов на железной основе примерно
700° С. Выше этой температуры надо применять сплавы на основе ко-
бальта, например сплав с 45% Со; 20% Сг и 20% ’Ni 346).
Кобальт почти не влияет на охрупчивание в результате упрочнения
при полугорячей обработке и последующего отпуска и в результате
процессов выделения, протекающих при эксплуатации.
Составы и свойства сталей и сплавов тяжелых металлов, обладаю-
щих высокой жаропрочностью, были приведены в табл. 194. Поскольку
кобальт является дефицитным металлом, а применение жаропрочных
сплавов все время возрастает, то систематически ведутся изыскания но-
вых жаропрочных сплавов на основе железа, никеля или хрома или
тугоплавких металлов с керамическим защитным покрытием.
1 Немецкий патент № 270750 (1909 г.); см. также F. Wever u. U. Hashimoto. Mitt. K.-Wiih.-
Inst Eisenforsch., 11, 1929, S. 293—330.
2 См. также H. A. Vogels. Stahl u. Eisen, 75, 1955, S. 559—570.
S46) Для эксплуатации при температурах выше 700° С, вплоть до ~ 950° С, нет необходимости
прибегать к очень дорогим сплавам на кобальтовсй основе. Для этого вполне пригодны современ-
ные сплавы иа никелевой основе типа ннмоннк. Сплавы на кобальтовой основе имеют высокую
жаропрочность благодаря наличию расположенных в жаропрочной основной массе очень стойких
карбидных фаз. Чтобы обеспечить возможность образования таких фаз, в сплавы обычно вводят
повышенное количество углерода и карбидообразующнх элементов — молибдена, вольфрама, нио-
бия. К жаропрочным относятся также описанные выше высокоуглероднстые кобальтовые сплавы
типа стеллитов.
Србди ферромагнитных сплавов на кобальтовой основе в последнее время найдены такие,
которые обладают большим декрементом затухания колебаний [76]. Сплав, содержащий < 0,05% С;
J®2,5% Ni; l,8Vo Тг; 0,22% А1 (титан и алюминий — для возможности упрочнения дисперсионным
^твердением); 1,1°/о Zr; <1,0% Fe; остальное кобальт, получил промышленное применение под на-
званием Нивко-10. Его декремент затухания очень велик даже по сравнению с 12%-ной хромистой
сталью, в связи с высокой точкой Кюрн большой декремейт сохраняется до температуры около»
650° С.
954
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
167.CrJ37.Ni 157.CrJ57.Ni
167.CrJ37.Ni
U7.Cr W.Cr 2О7.Сг
167.N1 l27.Ni 207.N1
Рнс. 743. Влияние кобальта на жаропрочность днсперснонио твердеющих жаропрочных
сталей [по Н. A. Vogels. Stahl u. Eisen, 75, 1955, S. 559—570J
Рнс. 744. Влияние полугорячей деформации на длительную прочность раз-
личных сталей на основе 16% Сг, 13% Ni. дополнительно легированных
кобальтом. [По Н. A. Vogels Stahl u. Eisen, 75, 1955, S. 559—570]:
1 — горячая обработка; 2— полугорячая обработка
в. Кобальт в цементуемых сталях
Длительная цементация при 900° С понижает содержание углерода
в поверхностном слое и приводит при высоких содержаниях кобальта
(например, 7%) к постепенному снижению содержания углерода от по-
верхности к сердцевине (рис. 745). Это указывает на повышение скоро-
сти диффузии углерода в у-растворе под влиянием кобальта.
В связи с уже отмеченной нечувствительностью к перегреву сталь
с повышенным содержанием кобальта сохраняет сравнительно мелко-
КОБАЛЬТ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ 955
зернистую структуру после цементации при повышенной температуре
и продолжительной выдержке. Однако по чисто экономическим сообра-
жениям кобальт в цементуемых сталях практически не применяется.
Расстояние от поверхности,мм
Рнс. 745. Кривые содержа йня углерода по толщине цемен-
тованного слоя сталей с различным содержанием кобальта
при одинаковых условиях цементации [по Е. Houdre-
mont п. Н. Schrader. Kruppsche Mh., 13, 1932, S. 1—54]
4. Применение кобальта в сталях с особыми
физическими и химическими свойствами
а. Физические свойства. Общая часть.
Магнитно-мягкие сплавы
Период решетки a-железа при введении кобальта до 20% даже
несколько увеличивается. Однако при более высоком содержании ко-
бальта период решетки сильно уменьшается (рис. 746). Упорядоченная
фаза с 50% Со имеет немного больший период решетки, чем неупоря-
доченная. В железокобальтовых сплавах магнитное насыщение возра-
стаете при 30—50% Со оно почти на 10% превосходит магнитное насы-
щение железа (см. рис. 748).
Если в решетке ферромагнитного металла растворены инородные атомы, то сле-
дует различать три возможных случая изменения магнитного насыщения основной мас-
сы металлы А под влиянием элемента В. как это показано на рис. 747. Пунктирные каса-
тельные на диаграмме указывают, что элемент В обладает или положительным
моментом, который может быть меньше (кривая 1) или больше (кривая 2), чем у эле-
мента А, или отрицательным моментом (кривая 3). Основываясь на весьма проблема-
тичном допущении, что при малых концентрациях другого элемента соблюдается закон
аддитивности, можно по части ординаты, отрезаемой (пунктирной и сплошной кривыми)
•па стороне элемента В, судить о моменте для атомов В. Для атома кобальта получается
в этом случае 3,3 магнетона Бора, в то время как из магнитного насыщения получается
величина, едва достигающая 1,7 магнетона Бора.
956
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
Такое различие, по Делингеру1, основывается на допущении, что величина магнит-
ного насыщения определяется числом вакантных мест на сИ-электронной оболочке, при-
чем одно свободное место дает величину в один магнетон Бора. По значениям электро^
проводности можно заключить, что в железе один электрон находится в оболочке 4s,
чему должно отвечать насыщение в три магнетона Бора. Для кобальта и никеля эти
числа составляют соответственно 2 и 1. Экспериментально, однако, находят для кобаль-
та и никеля на 0,3 магнетона Бора, а для железа на 0,8 магнетона меньше (см. рис. 388,
стр. 484). Уменьшение числа магнетонов для кобальта и никеля связано с действием
магнитных моментов электронов проводимости. Для объемноцентрированной решетки
a-железа это уменьшение — аномально большое и связано с уменьшением величины об-
менного интеграла. Интеграл обменной энергии взаимодействия с восемью соседям»
является отрицательным, а со следующими, более дальни-
А.
А.
13.
Рнс. 746. Период решетки ct-фазы двойных железокобальтовых
сплавов при комнатной температуре [по V7. С, Ellis а. Е. S.
Greiner. Trans. Amer. Soc. Met. 29, 1941, p. 415—434]
по величине н знаку [по
Kussmann, В. Scharnow u.
Schulze. Z. techn. Phys.,
1932, S. 449—460]
в возрастающей степени уменьшает эту аномалию и приводит к нормальному состоянию,
когда система подчиняется закону аддитивности. Линия насыщения проходит тогда
параллельно прямой, которую следует ожидать по закону аддитивности между теорети-
ческими значениями 3 для железа и 2 для кобальта или 1 для никеля (см. рис 388). По-
этому в системе железо—кобальт насыщение сильно возрастает, тогда как в системе
железо—никель повышение не столь значительно вследствие меньшей величины насы-
щения никеля.
Повышение насыщения железа за счет введения 30—40% Со на
——10% имеет большое практическое значение во всех случаях, когда
необходимо создать сильные магнитные поля, особенно в малом объ-
еме, например для электромагнитов, применяемых для удаления метал-
лических осколков из глаза, для определения кислорода магнитным’
методом и т. д. Рис. 748 показывает причины того, что сплав с 50% Со
получил большое практическое применение, несмотря на то что его
магнитное насыщение ниже, чем сплава с 35% Со. Сплав с 50% Со
имеет максимальное значение намагниченности в средних полях (наибо-
лее важных в технике). Это связано, во-первых, с тем, что при 50% Со-
1 U. Dehlinger. Z. Metalikde, 28, 1936, S. 116—121.
КОБАЛЬТ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ 957
критическая температура упорядочения достигает 750° С (рис. 748).
Вследствие этого снимаются напряжения, возникающие при образова-
нии сверхструктуры. Во-вторых, константа магнитной анизотропии до-
стигает нуля 1 примерно при 50% Со. Надо иметь в виду, что эти
Рис. 748. Интенсивность намагничивания (В — И) для полей
разной напряженноегн н области стабильности сверхструктуры
FeCo в железокобальтовых сплавах [по И. Fahlenberg п. W.
Heister. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 1644—1652]
Рис. 749. Кривые намагничивания железокобальтовых спла-
вов, армко-железа и кремнистой стали [по J. К. Stanley.
Trans. Amer. Soc. Met., 42, 1950, p. 150—174]
соотношения изменяются, когда процесс упорядочения протекает пол-
ностью2. Рис. 749 также подтверждает превосходство кобальтовых
сплавов и особенно сплава с 50% Co* S47>.
1 I. Shih. Phys. Rev., 46, 1934, p. 139—142.
3? 2 R. C. Hall, a. P. Crmrad a. J. F. Libsch. J. Metals, 7, 1955, p. 985—989.
S47) Возможность получения у сплава с 50% Со высокой проницаемости прн больших значе-
ниях индукции отражена н в его названии «пермендюр» (пермендюр означает сплав с высокой
проницаемостью, твердый).
958
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
Преимущество железокобальтовых сплавов было реализовано дав-
но Ч Из-за недостатка кобальта сплав с 49% Fe; 49% Со и 2% V (пер^
мендур, гиперко 50) получил в ФРГ большое применение преимуществ
венно в виде тонких дисков для телефонных мембран (Гиперм Со 50).
Введение ванадия или сверх того хрома облегчает холодное деформиро-
вание сплава. Часто это достигается за счет снижения намагниченности
насыщения, величина В-Н = 2,3 тл (23000 гс) все же значительно пре-
восходит насыщение железа. Кроме того, ванадий повышает электросо-
противление, что уменьшает потери на вихревые токи.
В сплавах с ~42% Со было найдено изменение направления лег-
кого намагничивания1 2. Этим направлением вместо ребра куба гтано-
Рис. 750. Петля гистерезиса железокобаль-
тового сплава с 50,6% Со и 0,51% Мп
после рекристаллизации при 870° С (2 ч)
охлажденного в магнитном поле
(0,5° С/жн) и без поля. Измерения про-
изводились на листах толщиной 0,35 мм [по
А. И. Geisler, J. Р. Martin, Е. Both a. J. И.
Grede. J. Metals, 5, 1953, р. 813—820J
Рис. 751. Магнитострикция в на прав*
леннн прокатки в зависимости от ве-
личины магнитной индукции для спла-
ва с 50% С и добавками хрома после
различной термической обработки [по
J. К. Stanley. Trans. Amer. Soc. Met,
42, 1950, p. 150—174]
вится пространственная диагональ. Сплавы с ~42% Со являются
в магнитном отношении изотропными и имеют то преимущество, что
в слабых полях их проницаемость очень велика, как и сплавов с 50% Со
(см. рис. 748). Аналогично железоникелевым и железоникелькобальто-
вым сплавам (см. рис. 402 и 409) сплав с 50% Со после охлаждения
в магнитном поле приобретает узкую и почти прямоугольную петлю ги-
стерезиса (рис. 750) 3 с остаточной индукцией более 2 тл (20000 гс)
и коэрцитивной силой менее 400 а/м (0,5 э). В очень чистых железоко-
бальтовых сплавах, содержавших менее 0,003% О2 и 0,001% С, Стен-
лей 4 (даже без охлаждения в магнитном поле) получил коэрцитивную-
силу менее 20,8 а/м (0,26 э). Причина влияния магнитного поля не мо-
жет еще считаться ясной. Прежде всего благоприятно влияет медленное
1 G. V7. Elmen Electr. Engrg., 54, 1935, р. 1292—1299.
2 J. W. Shih. Phys. Rev., 46, 1934, p. 139—142. (Автор повторяется: выше, стр. 957, уже говори-
лось о том, что при 50% Со константа анизотропии переходит через нуль, т. е. изменяется направ-
ление легкого намагничивания. Прим. ред.
3 J F Libch а. Е. Both Electr. Engrg., 70, 1951, р. 420—421; J. F. Libsh, E. Both, G. W. Beck-
mann, D. Worren a. R. J. Franklin. J. Metals, 2, 1950, p. 287—296.
4 J. R. Stanley. Trans. Amer. Soc. Met., 42- 1950, p. 150—174.
КОБАЛЬТ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ 959
охлаждение, которое также способствует образованию сверхструктуры.
Какую-то роль играет и большая магнитострикция этих сплавов 348’.
Из известных пока технических сплавов железокобальтовые сплавы
обнаруживают наивысшие значения магнитострикции. Большая магни-
тострикция в направлении прокатки быстро охлажденных образцов
(рис. 751) остается необъясненной, поскольку повышение магнитострик-
ции связано также с образованием сверхструктуры после медленного
охлаждения. В подобных сплавах после охлаждения с печью магнито-
стрикция составляет 9,2-10~5 (см. рис. 754), но сильно зависит от ори-
ентировки, достигая 1,5-10~5 в 'направлении ребра куба (100] и 8,5-10-5
в направлении пространственной диагонали [111]1. Различия магнито-
стрикции упорядоченной и неупорядоченной фаз, анизотропия и др. за-
висят от температуры отжига и наличия магнитного поля при рекристал-
лизации * 1 2>3. Магнитная анизо- ————,—,—,—,—,——-
О 10 70 30 60 50 60 70 00 90 100'
Содержание кобальта, %
Рнс. 752. Критические точки сплавов железо —
кобальт [по A. Kussmann, В. Scharnow а.
A. Schulze. Z. techn. Phys., 13, 1932, S. 449—
460]
тропия, вызываемая текстурой,
уменьшается в сплавах с 50% Со
при повышении температуры до
границы образования сверхструк-
туры (760° С) 3.
Кобальт изменяет проница-
емость железоникелевых сплавов
таким образом, что она может
стать независимой от напряжен-
ности поля.
С повышением температуры
до точки Кюри магнитное насы-
щение падает. В особенности ин-
тересна зависимость магнитного
насыщения от температуры в сплавах с содержанием более 15% Со.
В этих сплавах превращение Аз наступает раньше, чем достигается
точка Кюри a-фазы. Поэтому истинную точку Кюри в сплаве с 50% Со
до 1130° С можно определить только путем экстраполяции, как это по-
казано на рис. 752.’ Однако высокое положение истинной точки Кюрц
в a-фазе, устойчивой при комнатной температуре, имеет практическое
значение для других физических свойств. Путем введения около 10% А1
можно поднять температуру превращения Аз выше точки Кюри, что поз-
воляет определить максимальное положение точки Кюри, отвечающее
сплавам с 50% Со4.
Из рис. 753 видно, что увеличение электрической проводимости мед-
ленно охлажденных сплавов вследствие образования сверхструктуры
имеет пик при ~50% Со; этот пик становится меньше при повышении
температуры и исчезает при 800° С, когда разрушается сверхструктура.
Непосредственное влияние образования сверхструктуры на электриче-
ское сопротивление приведено на рис. 754. Уменьшение сопротивления
S48) Еще более выдающимися свойствами обладает супермендюр (сверхпермендюр). Состав его
тот же, но выплавляется он в печн с регулируемой средой из шихтовых материалов высшей чи-
стоты, прокатывается по специальному режиму н подвергается термомагннтной обработке. Сплав
настолько пластичен, что поддается холодной прокатке с 2,25 до 0.075 мм без промежуточного от-
жига. Он имеет прямоугольную гистерезисную петлю (остаточная индукция 2,1 тл, или 21000 гс,
насыщение 2,4 тл, илн 24000 гс), максимальную проницаемость 66000 при нидукцин 2 тл (20000 гс).
ннзкне коэрцитивную силу и потери на гистерезис.
1 J. Е. Coldman. Phys. Rev., 80, 1950, р. 301.
2 R. Smoluchowski a. R. №. Turner. J. appl.
ЧГ 397—401.
3 А. И. Geisler, I. Р. Martin, Е. Both a. I. Н. Crede. J. Metals, 5, 1953, р. 813—820,
4 W. Koster. Arch. EisenhOttenw./7, 1933—1934, S. 263—264.
Phys., 20, 1949, р. 745—746; Physics, 16, 1950,
960
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
после охлаждения с печью в результате упорядочения очень значительно
и для сплава с 50% Со составляет 22%. Эти исследования производи-
Содержание нодальто’/.
Рис 753 Электрическая проводимость сплавов желе-
50 — кобальт при различных температурах [по
/1. Knssmnnn, В. Scharnow u. A. Schulze. Z. techn.
Phys, 13, 1932, S. 449—460]
лись на сплавах с 0,75% ^Ег,
поэтому данные не вполне
сопоставимы со значения-
ми на рис. 753. Поскольку
истинная экстраполированная
точка Кюри для ~50% Со
лежит очень высоко (см. рис.
752), то следует ожидать в
таких сплавах очень значи-
тельного «ферромагнитного
понижения электросопротивле-
ния», превалирующего над
влиянием сверхструктуры. Его
количественное влияние осла-
бевает лишь при температуре
значительно ниже точки Кюри,
например при комнатной, и не
проявляется при температурах,
приближающихся к точке Кю-
ри. К сожалению, отсутствуют
достаточно подробные измере-
ния проводимости в зависимо-
сти от скорости охлаждения; они позволили бы определить влияние каж-
дого из этих эффектов в отдельности. Теплопроводность изменяется так
же, как и электропроводность.
Коэффициент теплового расши-
рения железоникелевого сплава при-
мерно с 31% Ni (см. стр. 503) в ре-
зультате введения 5% Со еще более
снижается *; такие сплавы обычно
называют суперинварами 349>. В сис-
темах железо — кобальт — хром и
железо — кобальт — ванадий (так
же как и в системе железо — ни-
кель— кобальт) существуют сплавы
с очень незначительным тепловым
расширением; таковы сплавы с
54% Со и 9,5% Сг (рис. 755) и спла-
вы с 65% Со и 9% V1 2.
Аномальная температурная за-
висимость теплового расширения
этих сплавов привела к использова-
Рис. 754. Электрическое сопротивление и
магнитострикция некоторых железокобаль-
товых сплавов с 0,75% Сг после закалки и
после охлаждения с печью [по J. Е. Gold-
man и. R. Smoluchowski. Phys. Rev., 75,
1949, p. 140—147]
нию их для деталей, впаиваемых в стекло (табл. 201). Сплавы с 29% Ni
и 18% Со пригодны для спаивания с тугоплавкими стеклами вместо
1 Н. Masumoto. Sci Rep. Tohokil Univ., 21, 1931, p. 101—123.
34s> Суперинвар прн температурах ниже 0° С претерпевает необратимое превращение у —* а
приводящее и к необратимому изменению коэффициента теплового расширения. Применительно
к изделиям, работающим при низких температурах, суперннвар необходимо стабилизировать про-
тив этого превращения. Как показано в советских работах, это достигается путем неоднократного
прямого и обратного мартенситного превращения (последовательным нагревом до +500° С и ох-
лаждением до —195° С) и частично — путем дополнительного легирования медью (прн несколько
пониженном содержании кобальта).
° Н Masumoto, Н. Saito а. Т Kobayashi Sci. Rep. Res Inst TShoku Univ. Ser. A., 4, 1952,
p 25o—260
КОБАЛЬТ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ^/
молибдена 1 (эти сплавы аустенитны и выше комнатной температуры
обратимы), так как перегиб на кривой удлинения в точке Кюри почти
совпадает с точкой превращения тугоплавкого стекла. У железоникеле-
вых сплавов перегиб лежит гораздо ниже точки превращения тугоплав-
кого стекла (однако не легкоплавкого стекла!) и при охлаждении между
Содержание железа,
Рис. 755. Сплавы системы железо — кобальт — хром с равным коэффициентом тепло-
вого расширения (10-6) [по Н. Masumoto. Sci. Rep. Tohoku Univ., 23, 1934—1935,
p. 265—280]
Таблица 201. Химический состав и физические свойства сплавов
на железной основе, применяемых для впаивания в тугоплавкое стекло1
Обозначение no DIN 17006 Химический состав, % Электросопротивле- ние при 20° С мком м Теплопровод- ность при 20°С Линейное расширение между 20 и 100° С | 10 -6 м!м » С Перегиб на темпера- турной кривой2 °C (примерно)
С st Mn Co Cr Ni вт/м ° С калрм X X сек °C
Ni 46 <0,10 <0,2 <1,0 — — 45,0— 47,0 0,58 15,2 0,038 7,4 400
Ni 54 <0,05 <0,03 <1,0 — — 53,0— 55,0 0,35 18 0,045 10,6 550
NiCo 28 19 <0,05 <0,15 <1,0 18,0— 20,0 — 26,0— 28,0 — — — — —
NiCo 29 18 <0,05 <0,15 <1,0 17,0— 19,0 — 28,0— 30,0 0,48 16 0,040 5,6 435
NiCo 26 23 <0,05 <0,15 <1,0 22,0— 24,0 — 25,0— 27,0 — — — — —
Ni 49 <0,10 <0,5 <1,0 — 0,7— 1,0 48— 50,0 0,55 16,4 0,041 9,1 445
Ni 51 <0,10 <0,5 <1,0 — 0,7— 1,0 50— 52,0 0,50 15,6 0,039 10,2 480
NiCr 4 2 6 <0,10 <0,5 <1,0 — 6,0— 7,0 41— 43,0 0,60 14,8 0,037 7,6 385
X 10 Cr 25 <0,15 <1,0 <1,0 — 24— 26,0 — 0,65 16 0,040 10,3 3
X 8 CrTi 17 <0,10 <1,0 <1,0 — 16— 18,0 Ti>7x X %Cr 0,60 24 0,060 10,6 3
’По Stahl — Eisen — Werkstoffblatt 385 — 54 (сокращено). 2 Температура перегиба
для дилатометрической кривой. 2 Перегиба нет.
См. также Н. Scoii. J. Franklin Inst., 220, 1935, р. 733—753: W. Hessenbruch. Z. Metallkde,
29, 1937, p. 193—195; L. L. Wymann. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 135. 1939, p. 542—558;
Metal Progr., 28, 1935, Dez., p. 32—37.
61 Э. Гудремон, т. IT
962
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
стеклом и металлом возникают напряжения, что понижает прочность
связи металла со стеклом. При холодном деформировании этих сплавов
можно встретиться в зависимости от предшествовавшей обработки с p$t-
личными превращениями; например, в результате холодной прокатки и
отпуска можно получить структуру мартенсита. Примесь окислов спо-
собствует их лучшему смачиванию и прилипанию; поэтому подводящие
концы эмиссионных электродов было предложено изготовлять не из
чистого никеля, а из сплава с содержанием 85% Ni; 7% Со и 8% Fe.
б. Стали для постоянных магнитов
Кобальт влияет также на коэрцитивную силу закаленной стали
вследствие его сильного воздействия на напряженное состояние, полу-
чаемое при закалке, и на форму и степень измельчения выделяющих-
ся частиц. Кобальт воздействует, кроме того, на магнитострикцию и на
энергию магнитной анизотропии Повышение магнитного насыщения
создает возможность разработки сплавов, обладающих также высокой
остаточной индукцией и пригодных поэтому для постоянных магнитов.
а. Кобальтовые магнитные стали, закаливаемые на мартенсит
Основой кобальтовой карбидсодержащей магнитной стали является
хромистая сталь с 9% Сг, обладающая высокой коэрцитивной силой db0>.
Таблица 202. Химический состав и свойства сталей
для постоянных магнитов (средние значения)1, 2
Обозначение Химический состав, % Магнитные свойства
с Сг Мо W Со остаточная индукция Вг коэрцитивная сила Нс 1ВН)макс ^обр
тл кгс ка м э 3 xg SX е-эг X S-01 io-5 тл/(а'м)
Сг 030 1,0 3,3 — — — 0,95— 1,02 9,5- 10,2 6—4,5 75—56 2,08— 2,64 26-33 2,9—4,0 23—32
Сг 035 1,0 5,0 — — 0,92— 1,0 9,2- 10,0 5,92— 5,04 74-63 2,32— 2,8 29—35 3,0—4,0 24—32
Со 040 1,0 4,0 — 0,6 2,0 0,94— 1,03 9,4— 10,3 7—5,6 85—70 2,72— 3,04 34-38 2,7—3,5 22 -28
Со 050 1,0 8,5 1,2 — 6,5 0,84— 0,95 8,4— 9,5 10,8— 9,6 135— 120 3,68— 4,0 46—50 1,6—2,3 13—18
Со 060 1,о 8,5 1,5 — 10,5 0,84— 0,93 8,1— 9,3 14— 12,4 175— 155 4,64 4,96 58—62 1,3—1,7 10—14
Со 070 1,0 8,5 1,5 — 15,5 0,84— 0,93 8,4— 9,3 16— 14,4 200— 180 5,2- 5,6 65—70 1,1—1,6 9-13
Со 090 1,0 4,5 0,3 4,5 30,0 0,84— 0,95 8,4— 9,5 22— 18,4 275— 230 7,2— 7,6 90—95 0,7—1,2 6-10
н. Hougard V и. Н. F a h 1 е п Ь г ас h Werkstof fhandbuch. Stahl u Eisen,
3. АиП., резанием. Bl. 031, Dusseldorf. 1953. 2 Все стали прокатываются и обрабатываются Сталь Со090, кроме того, используется в литом состоянии.
1 Воздействие на магнитную анизотропию, т. е. снижение ее с ростом содержания кобальта,
в данном случае неблагоприятно. Прим р е д.
350> Большое содержание хрома в кобальтовой магнитной стали требуется и для того, чтобы
сталь обладала достаточной прокаливаемостыо, которую кобальт сильно понижает.
СТАЛИ ДЛЯ ПОСТОЯННЫХ МАГНИТОВ
963
Из табл. 202 видно, что по сравнению с хромистой и вольфрамовой
сталями кобальтовая сталь обеспечивает значительное повышение маг-
нитной энергии. Повышение коэрцитивной силы существенно прежде все-
го тогда, когда от магнита требуется, чтобы он не слишком легко раз-
магничивался под влиянием внешних магнитных полей и не терял
необратимо своих магнитных свойств. Этот случай практически встре-
чается в генераторах и моторах с постоянными магнитами, когда на них
действует сильное размагничивающее поле реакции якоря.
Назначением всякого постоянного магнита является создание возможно более
сильного поля между полюсами. Ниже вкратце рассматриваются основные соображе-
ния, позволяющие выбирать размеры магнита и количественно сравнивать магнитные
свойства различных материалов [см. также A. Th. von Urk. Philips techn Rdsch, 5, 1940,
S. 29—36].
Рис. 756. Связь между напряжением магнитного поля и маг-
нитным потоком и расстоянием между полюсами подковообраз-
ного магнита
На рис. 756, а Hi, qi,li обозначают соответственно: напряженность магнитного
поля, поперечное сечение и длину воздушного зазора; произведение Hi, c/i — полезный
магнитный поток. Если этот поток проходит через полюсные наконечники из мягкого
железа поперечного сечения qc, которые намагничиваются до иидикции В,, то
HiQl = BeQe- (О
Для того чтобы в железе существовала индукции Ве, необходима напряженность поля
Не, которая обычно очень мала. Кроме полезного силового потока в зазоре, вокруг за-
зора проходит еще поток рассеивания 5. Постоянный магнит сечения qm должен обес-
печить существование обоих потоков, т. е.
= BeQe + « = Н S . (2)
Так как индукция в магнитном материале ниже, чем Вт, то в нем имеется опреде-
ленное отрицательное магнитное поле, которое обозначается Нт, оно действует на длине
магнита 1т. Для таких магнитных цепей, в которых не участвуют электрические токи,
справедлив закон, по которому сумма произведений напряженностей поля на соответ-
ствующие им длины по полностью замкнутому контуру должна быть равна нулю:
Htll + Hele + Hmlm = 0, (3)
или, если пренебречь незначительной величиной Не1е,
Н^+Н^^О-, (За}
получаем
Нт = ~нЛ. (4)
Жа формула подтверждает тот важный факт, что напряженность поля в магнитной ста-
ли отрицательна, т. е. противоположна индукции, тем больше, чем меньше длина магни-
та 1т- Значение Нт, естественно, должно быть меньше коэрцитивной силы Нс магнита
61*
964
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
так как иначе не было бы полезного потока. Если заданы требуемые Hi, lt, минимальная
потребная длина магнита определяется: _
/т(мин.)=®
Нс
Практически величина 1т должна быть больше 1т (мин.) настолько, чтобы расчетной
величине Нт на петле гистерезиса магнитной стали соответствовала величина индукции
вт = ^г + S _ (2а)
Ут
Это достигается пробными подстановками различных значений <7?п И 1т. Величина по-
тока рассеивания может быть оценена только на основе практических даниых^для ана-
логичных форм магнитов. В общем S возрастает с увеличением Htlt.
Умножение уравнений (2) и (За) дает
- + SH^. (6)
Произведение qmlm — это объем материала постоянного магнита, он должен быть
тем меньше, чем выше величина ВяНт. Взаимная зависимость величин Вт и Нт, оче-
видно, определяется петлей гистерезиса материала магнита (рис. 756, б). Если изобра-
зить ряд возможных значений, например НтВт, Н тВт, НтВт , в функции напря-
женности поля, то произведение этих величин находится вблизи точки пересечения
кривой петли гистерезиса с диагональю, проведенной через вписанный в нее прямоуголь-
ник. Если удается путем рационального выбора qm и 1т установить рабочую точку
магнита близ точки максимума НтВт, то можно обеспечить минимальный вес магнита,
который зависит от свойств материала. По этой причине максимальное значение про-
изведения ВтНт (в литературе оно обозначается часто как (ВН) макс или магнитная
энергия «Giiteziffer]361’ принимается в качестве характеристики мощности стали для
постоянного магнита (разумеется, при отсутствии каких-либо размагничивающих фак-
торов). Эта характеристика, как мы видели, определяется площадью максимального
прямоугольника, который может быть вписан в кривую петли гистерезиса. Только для
кривых размагничивания с неравномерной кривизной, как это часто наблюдается у об-
разцов, охлажденных в магнитном поле (см. 815), верхний левый угол наибольшего
вписанного прямоугольника ие совпадает с точкой пересечения диагонали с кривой.
В этом случае величина (ВН} макс определяется по точкам. Задачей конструктора яв-
ляется установление формы магнита по приведенным линиям (характеризующим раз-
магничивающее влияние в системе) таким образом, чтобы рабочая точка на рис. 756
совпадала возможно более точно с точкой (ВН) макс.
Применявшееся раньше для характеристики магнитов произведение ВГНС имеет
в настоящее время только подчиненное значение852’. Очевидно, оно может служить ха-
рактеристикой материала только тогда, когда ход кривой петли гистерезиса примерно
одинаков (см. кривые I и II на рис. 756, б). Численное отношение (ВН)К&КС и ВТНС
можеть колебаться между 0,4—0,9, т. е. в очень широких пределах. Из уравнения (6)
вытекает также другое важное правило. Объем и, следовательно, вес применяемого
магнита при прочих равных условиях должны возрастать пропорционально объему
qili воздушного зазора и квадрату напряженности поля, которое необходимо создать
в воздушном зазоре. Поскольку таким образом для увеличения напряженности поля в
два раза необходимо вследствие возрастающего рассеивания более чем четырехкратное
увеличение веса магнита, то практически росту Hi быстро создается предел. Если на
толе, существующее в воздушном зазоре и отвечающее примерно значению (ВЯ)Макс-
накладывается еще переменное поле, как например, в электромоторах и динамомашинах
вследствие реакции якоря, то в этом случае играет роль величина обратимой проницае-
мости Цобр материала магнита. При первом уменьшении индукции под влиянием отри-
цательной амплитуды переменного поля рабочая точка на размагничивающей кривой
•отпускается вниз примерно до точки А (рнс. 757). При изменении направления перемен-
ного поля индукция возрастает теперь не вдоль ветви размагничивающей кривой, а при-
мерно до точки С. При многократном изменении направления переменного поля рабочая
точка перемещается по прямой А — С; тангенс угла наклона этой прямой и обозначается * 352
зя) Магнитная энергия равна (В - Я.) тах/8л. Величина (В-Я)тах — условная характеристи-
ка качества (Giiteziffer) магнитной стали, пропорциональная магнитной энергии.
352) Характеристика В rX Н с может применяться для грубо приближенной оценки в доста-
точной степени квазиизотропных магнитных материалов, лишенных кристаллической и магнитной
текстуры. Часто в качестве характеристики магнитной стали приводится коэффициент выпуклости
кривой (Ausbauchtungsfaktor).
СТАЛИ ДЛЯ ПОСТОЯННЫХ МАГНИТОВ
965
как обратимая магнитная проницаемость. Снижение величины индукции тем меньше,
чем больше Добр и чем более полого изменяется размагничивающая кривая вблизи от
рабочей точки.
Магниты из кобальтовой стали можно изготовлять прокаткой, ков-
кой, гибкой, а также непосредственно литьем (см. табл. 202). По маг-
нитной мощности литые магниты примерно одинаковы с коваными.
В отличие от сплавов железо — никель — алюминий — кобальт (см.
стр. 1038) магнитная сталь, содержащая кобальт и хром, способна
отжигаться и может быть обработана реза-
нием.
При термической обработке кобальтовой
магнитной стали надо соблюдать совершенно
особую точность. (<ак известно, оптимальные
свойства достигаются при тоньчайшем распре-
делении карбидов и максимальном растворе-
нии углерода 353>. Если повысить температуру
закалки выше 950—1000° С, чтобы получить
возможно большее содержание углерода в рас-
творе, то в стали, содержащей кобальт, сохра-
нится повышенное количество остаточного
ПОЛЯ-Я
Рис. 757. Магнитные характери-
стики постоянного магнита, у
которого в рабочей точке при-
ложено переменное поле
аустенита, понижающего остаточную индук-
цию. Поэтому согнутые магниты из стали
с 30% Со сначала подвергают закалке с на-
гревом до 1200° С, после которой сталь имеет
практически полностью аустенитную структу-
ру. Непродолжительный промежуточный отжиг при 750° С позволяет
создать исключительно тонкое распределение карбидов и получить их
в благоприятном виде, вероятно, в виде Л123Сб (вместо труднораствори-
мых сложных карбидов). В результате последующей закалки с 900—
1000° С можно получить структуру без излишнего количества остаточ-
ного аустенита. Однако не во всех случаях необходима столь сложная
термическая обработка. В зависимости от структуры в литом или ката-
ном состоянии можно достигнуть хороших магнитных свойств и после
Таблица 203. Магнитные свойства стали с 30% Со,
применяемой для постоянных магнитов
Химический состав, % Термическая обработка Остаточ- ная ин- дукция Коэрцитив- ная сила Произведение Вг‘Нс
с S1 Мп Сг W Со V Мо тл гс ка,м э <3 £ гс-э-104
1,0 1,0 0,40 0,25 0,40 0,30 7,0 5 5 30,0 30,0 0,3 1,5 925° С, масло; 760° С, печь 925° С, масло; 1200°С, воздух 750° С, воздух; 950° С, масло 925° С, керосин 0,935 0,895 0,885 0,93 9350 8950 8850 9300 17,2 16,8 21,5 19,2— 21,6 215 210~ 269,5 240— 270 16,9 15,9 18,9 17,8 2,01 201 188 239 220— 250
°53) Максимально возможное растворение углерода означает полный перевод в аустенит все>
карбидов. Между тем было показано [77], что лучшие свойства достигаются в том случае, когда
часть карбидов не переведена в раствор н вызывает дисперсионное твердение мартенсита.
966
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
однократной закалки (табл. 203). Свойства, получаемые после обычной
термической обработки, зависят от характера распределения карбидов
в литом состоянии после прокатки и особенно после отжига, обеспечи-
вающего хорошую обрабатываемость. Хотя получаемые магнитные
свойства и не соответствуют оптимальным (сильно смягчающий отжиг
ухудшает, например, остаточную индукцию), эта простая термическая
обработка дает во многих случаях удовлетворительные результаты.
Чувствительность к термической обработке может быть различной
в зависимости от химического состава354’, например от дополнительного
легирования хромом, молибденом и др. (см. табл. 203). Вообще говоря,
развитие кобальтовой магнитной стали идет в сторону максимально воз-
можного снижения содержания кобальта. Так, например, применяют
стали, содержащие 2% Со; 3—4% Сг; 0,5—0,8% V. Однако такая сталь
лишь несколько лучше вольфрамовой стали.
Недостатком магнитных сталей, закаливаемых на мартенсит, яв-
ляется их меньшая устойчивость против температурных колебаний; рас-
пад мартенсита приводит к снижению коэрцитивной силы, тогда как
остаточная индукция даже немного возрастает. Магнитные стали с вы-
соким содержанием кобальта ведут себя лучше. Повышение остаточной
индукции в таких сталях столь значительно, что это возмещает сниже-
ние коэрцитивной силы и позволяет сохранить почти неизменной величи-
ну (ВН) Макс ДО температуры отпуска 350° С 355>.
р. Дисперсионно твердеющие магнитные сплавы, содержащие кобальт
На рис. 604 показано, что двойные железомолибденовые сплавы
обладают высокой коэрцитивной силой; она дополнительно возрастает
при введении кобальта. Подобные сплавы пригодны для постоянных
магнитов, если их структура соответствует ферритной области тройной
системы железо — кобальт — молибден или железо •— кобальт — воль-
фрам (рис. 729, стр. 937). Однако они нашли применение лишь в огра-
ниченном числе случаев вследствие широкого распространения более
дешевых и мощных сплавов систем железо — алюминий — никель и же-
лезо — алюминий — никель •— кобальт.
Для достижения наилучших магнитных свойств нужна более высо-
кая температура или продолжительность отпуска, чем для получения
максимальной твердости; последняя соответствует субмикроскопической
величине дисперсных выделений, в то время как наивысшие магнитные
свойства получаются в начальной стадии выделения частиц уже микро-
скопической видимости, когда «длина волны» изменения напряжений
достигает порядка ширины стенки между доменами (см. стр. 83).
Молибденовые сплавы имеют более высокие магнитные свойства,
особенно более высокую коэрцитивную силу, чем вольфрамовые сплавы.
Это различие, по-видимому, связано с большим «атомным» объемом вы-
деляющегося молибденида по сравнению с вольфрамидом. Рис. 758 по-
3S4) Чувствительность к термической обработке или склонность к «порче» кобальтовой маг-
нитной стали определяется процессами (коагуляции, диссоциации и др.) в хромистых, вольфра
мовых или комплексных карбидах. Сам кобальт, не образующий в стали карбидов, сказывается
только на изменении структуры, особенно количества остаточного аустенита, на разных стадиях
исправляющей термической обработки.
35Б) При разложении мартенсита и понижении коэрцитивной силы возрастает истинная оста-
точная индукция (в замкнутой цейи). Кажущаяся остаточная индукция (в разомкнутой цепи)
может при этом увеличиться или уменьшиться в зависимости от величины коэффициента размаг-
ничивания, т. е от формы магнита (при малом коэффициенте размагничивания увеличится, при
большом — уменьшится).
СТАЛИ для ПОСТОЯННЫХ МАГНИТОВ
967
молибдена и кобальта на магнитные свойства. Наи-
значения получены на сплаве 15% Со и 18% Мо; ко-
28 ка/м (350 э) при остаточной индукции 0,75 тл
Рис. 758. Влияние кобальта на коэрцитивную
силу и остаточную индукцию железомолибде-
новых сплавов [по W. Koster. Stahl u. Ei-
sen, 53, 1933, S. 849—856]
называет влияние
высшие известные
эрцитивная сила
(7500 гс).
Техническое значение имеют магнитно-твердые сплавы железо —
кобальт — ванадий. Эти сплавы не являются чисто ферритными, а пре-
терпевают у-^-а-превращение, которое влияет на магнитную твердость.
Сплавы с 50—54% Со; 10—14% V (остальное железо), известные под
названием викаллой, были разработаны Несбиттом и Келсалем1>1 2.
При высоких магнитных свойствах
они имеют также и хорошую обра-
батываемость. Высокие магнитные
свойства достигаются у них двумя
различными путями. Сплав с 52—
54% Со и 10% V закаливают из
у-области с температур от 800 до
1200° С в масле, а затем отпускают
при 600° С. Перед отпуском сплав
находится в a-области и может быть
обработан давлением и резанием.
При отпуске в двухфазной области
выделяются дисперсные у-частицы,
что повышает коэрцитивную силу'
до 24 ка/м (300 э) (рис. 759) и твер- J
дость выше 60 HRC. Остаточная ;
индукция достигает 0,8—0,9 тл *
(8000—9000 гс), а (В • Я)макс = 1
106. В сплавах с содержанием ва-4
надия 12—14% при 50—52% Со не-
обходимые свойства достигаются в
результате холодной деформации
со степенью обжатия, превышающей
90%. Чтобы получить благоприят-
ную текстуру, необходимо произво-
дить холодное деформирование по возможности в одном направлении,
что, например, обеспечивается волочением проволоки или профильной
прокаткой. На рис. 760 показано достигаемое при этом улучшение
свойств. Холодное деформирование производится после закалки из об-
ласти существования гранецентрироваиной фазы, переохлаждаемой до
комнатной температуры. В таком состоянии сплавы —• мягкие и подда-
ются прокатке или волочению на тонкие размеры. В результате холод-
ного деформирования гранецентрированная фаза полностью превращает-
ся в оЪъемноцентрированную. В процессе отпуска при 500—600° С из нее
выделяются мелкодисперсные неферромагнитные частицы гранецентри-
рованной фазы. При твердости 60 HRC коэрцитивная сила в направле-
нии вытяжки достигает 24—28 ка/м (300—350 э) при остаточной индук-
ции 1,0—1,2 тл (10 000—12000 гс) и (ВН) макс 24—28 тл • ка/м (3 до
3,5-106 гс-э). Остается еще не ясным, в какой степени образование
сверхструктуры влияет на получаемые магнитные свойства.
1 Е. A. Nesbitt a. G. A. Kelsall. Phys. Rev., 58, 1940, р. 203.
2 Е. A. Nesbitt. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., Techn. Pubi., N 1973,— Metals. Techn., 13, 1946.
968
КОБАЛЬТОВЫЕ СТАЛИ
Эти анизотропные железокобальтованадиевые магнитные сплавы
(коэрциг Т) 1 применяются в ФРГ в самых различных случаях, когда
нужны магниты наименьших размеров — весом до долей грамма, как
например для стрелок компасов, магнитов тахометров, вращающихся
магнитов, гистерезисных моторчиков и т. п. Наряду с коэрцитивной си-
Пройап'китепьность отпуска,»
Рис. 759. Влияние температуры и продолжительности отпуска
иа коэрцитивную силу железокобальтованадневого сплава с
52% Со и 10% V после закалки с 1100° С с охлаждением в масле
[поТ?. IF. Fonntain a. I. F. Libsch. J. Metals, 5, 1953, р. 349—356]
Напряженкость Р1аенитная энергия 8-Н
поля,э
Рис. 760. Магнитные свойства железокобальтованадневого
сплава с 52% Со; 34% Fe и I4*/o V после деформации с раз
личной степенью (исходный диаметр проволоки 4,67 мм) н
последующего отпуска при 600° С [по R. М. Bozorth.
Ferromagnetism, New York, Toronto, London, 1951]
сплавы и с меньшей коэрцитивной силой, но с высокой индукцией. Та-
кие сплавы по сравнению с магнитными сталями имеют во всех направ-
лениях большую остаточную индукцию при одинаковой коэрцитивной
силе, а их кривые размагничивания более выпуклы, что обеспечивает
лучшие значения (ВЯ)макс. Еще большая выпуклость кривой размагни-
чивания может быть достигнута путем отпуска в магнитном поле1 2.
1 Н.^ Fahlenbrach. Metal, 7, 1953, S. 413—421.
2 Об охлаждении магннтно-твердых материалов в магнитном поле, см. в главе «Алюминий».
ХИМИЧЕСКИ УСТОЙЧИВЫЕ СПЛАВЫ
969-
Использование сплава железа с 30% Со вместо одного железа для
спекаемых из порошков постоянных магнитов также позволяет заметно
повысить магнитные свойства, как было показано в табл. 16 (т. I). В ос-
новном это является следствием возрастания магнитного насыщения под
влиянием кобальта.
Следует также указать на оксидные магнитные сплавы *: они пред-
ставляют собой прессованные и спекаемые изделия из магнитной закись-
окиси железа Fe3O4 и CoFe2O4, причем охлаждение их производится1 2 в
магнитном поле. Коэрцитивная сила этих композиций достигает
48 ка/м (600 э) при остаточной индукции порядка 0,4 тл (4000 гс).
Охлаждение в магнитном поле приводит к повышению магнитной ин-
дукции вследствие получающейся при этом текстуры параллельно на-
правленных областей спонтанного намагничивания (см. стр. 79). Иел-
лингхаус3 нашел, что при обычном охлаждении этих сплавов они имеют
остаточную индукцию, не превышающую в лучшем случае 0,1 тл
(1000 гс). Этот оксидный сплав под названием «вектолит» (26% Ре20з;
46% Fe3O4 и 28% Со3О4) некоторое время назад получил известное
применение в США4. Однако значение его в настоящее время утеряно-
в связи с созданием оксидно-бариевых магнитов (см. стр. 1089).
О применении кобальта в магнитных сплавах железо — алюминий —
никель и железо — алюминий — никель — титан — см. гл. «Алюминий».
в. Химически устойчивые сплавы
В сплавах с особыми химическими свойствами кобальт до настоя-
щего времени применяется крайне незначительно. Он злияет аналогич-
но никелю, но его использование определяется экономическими сообра-
жениями. Для некоторых назначений, в особенности в зубоврачебном
деле, получили довольно широкое применение сплавы с 70% Со
и 30% Сг. Они обладают прекрасной устойчивостью против химического
действия реагентов полости рта и равноценны в этом отношении аусте-
нитной хромоникелевой стали 356). Их дополнительным преимуществом
являются хорошие литейные свойства при изготовлении небольших мел-
ких отливок. В кованом и холоднокатаном состояния^ подобные сплавы
обладают высокой упругостью; их можно паять тугоплавким припоем,
не опасаясь значительно понизить твердость. Для последней цели часть-
кобальта в сплаве иногда заменяют 15—20% Ni; это улучшает обраба-
тываемость в холодном состоянии. В окалиностойких сплавах кобальт
используется для повышения жаропрочности. В качестве элементов со-
противления при очень высоких температурах применяется сплав железа
с 20—30% Сг; 3—5% Со; 5% А1. Электрическое сопротивление этого
сплава составляет при 20° С около 1,4 мком-м и очень мало возрастает
с повышением температуры (при 1050° С около 1,45 мком-м). Эти спла-
вы являются чисто ферритными и в процессе эксплуатации при высоких
температурах становятся крупнозернистыми и хрупкими. Вследствие
1 У. Kato a. Takai. J. Inst, electr. Engrs, Japan, 53, 1953, p. 408—412.
2 К. НопДа, H. Masumoto u. V. Shtrokawa. Sci. Rep. Tohoku Univ., 23., 1934—1935, p. 365—373;.
K. Honda. Metallw., 13, 1934, S. 425—427.
3 W. Jellinghaus. Hochfrequenztechn., 48, 1936, S. 58—59.
4 E. M. Underhill. Electronics, 1948, p. i22—123; H. Fahlenbrach. Arch. Eisenhiittenw., 20, 1949^
S. 301—304.
3S6) Сплав, содержащий 0,25% С; 62% Co; 27% Cr; 3% Ni; 5% Mo; 1% Fe, получивший на-
звание «Виталлиум», также обладает большой стойкостью в ряде агрессивных сред и широко-
применяется в хирургии для накладок, винтов и других инструментов при операциях сращива-
ния костей и т- п.
970
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
высокого содержания хрома и алюминия они являются окалиностойки-
ми до 1300° С 357>.
В жаропрочных сплавах влияние кобальта на окалиностойкость не-
значительно. Если же в этих сплавах присутствует ванадий, сильно
ухудшающий окалиностойкость, то введение кобальта несколько улуч-
шает качество сплавов *.
5. Влияние кобальта при выплавке и обработке стали
Кобальт, как и никель, окисляется слабее, чем железо^ и его мож-
но, следовательно, без потерь вводить в сталь и в окислительный' пери-
од. По имеющимся данным, он взаимодействует с серой так же, как
и никель.
Повышение кобальтом жаропрочности затрудняет ковку и прокат-
ку кобальтовых сплавов 358). Зато жаропрочные сплавы на кобальтовой
основе оказались особенно пригодными для изготовления деталей спосо-
бом прецизионного литья.
В чистых железвкобальтовых сплавах кобальт, подобно никелю (см.
рис. 420), приводит к весьма разветвленному проникновению окалины
в металл.
И. Кремнистые стали
1. Общая часть
Кремний оказал решающее влияние на развитие способов производ-
ства стали. Вследствие того что большинство огнеупорных материалов
содержит кремнезем, взаимодействие жидкого металла с футеровкой
приводит к поглощению кремния стальной ванной. В процессе передела
чугуна значительная часть кремния, как правило, удаляется; однако
и после этого кремний вновь попадает в сталь в количестве нескольких
десятых процента, так как он входит в состав сплавов, применяемых для
раскисления стальной ванны. Таким образом, кремний относится к эле-
ментам, постоянно присутствующим в стали; при этом он оказывает
значительное влияние на характер и состав неметаллических включе-
ний 359>.
а. Система железо — кремний
Как следует из диаграммы состояния (рис. 761), кремний относит-
ся к элементам, замыкающим у-область. В сплавах с содержанием уг-
лерода менее 0,002% * 1 2 у-область имеет наибольшую протяженность при
357) Такие сплавы были выпущены в Швеции под названием «Канталь» (каиталь марок А-1,
A, D). Предельная рабочая температура у разных марок различна. Сплавы каиталь превосходят
иихром по продолжительности жизни Одиако по жаростойкости онн приблизительно равноценны
сплавам железо — хром — алюминий без кобальта, так что роль кобальта в этих сплавах не-
ясна [20]
1 Н. A Vogels. Stahl u. Eisen, 75, 1955, S. 559—570.
358) Выплавка (особенно с разливкой) в вакууме существенно улучшает деформируемость
слнтков из кобальтовых сплавов в горячем состоянии, главным образом вследствие уменьше-
ния количества и размера неметаллических включений, возможно, и улучшения дегазации Этг
•обстоятельство — одно из важных стимулов промышленного производства таких сплавов в ва-
кууме. Аналогичный эффект дает электрошлаковый переплав расходуемого электрода. Конечно,
затруднения, связанные с высокой жаропрочностью сплавов, при этом не устраняются
369) Даже в этих малых количествах кремний существенно влияет также на прокаливаемость,
•склонность к трещинообразоваиию при закалке и др
2 /. Crangle Bnt. J. appl. Phys., 5, 1954, p. 151—154.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО — КРЕМНИЙ
971
Содержание кремния, °А> (Отомн)
Рис. 761. Диаграмма состояния системы железо — кремний [по Я. L.
Pickett in «Metals Handbook». Amer. Soc. Met., Cleveland, 1948, p. 1217;
см. также C. J. Smithells. Metals Reference Book, London, 1949]
1150°С и 1,75% Si; двухфазная
a + у-область простирается при этой
температуре до 21,5% Si. В системе
железо — кремний образуется ряд
соединений. К ним относятся сили-
циды FeSi и FeSis, обозначенные на
рис.' 761 как е- и g-фазы. При более
низких содержаниях кремния в твер-
дом состоянии образуется трфаза —
Fe3Si2, область существования кото-
рой простирается от 1030 до 825° С.
Эта фаза часто появляется при мед-
ленном .охлаждении сплавов из
(а + е)-области, если она в данной
температурной области успеет вы-
делиться.
На диаграмме состояния не по-
казана упорядоченная фаза Fe3Si
с 14% Si. Эта фаза играет важную
роль в кремнистых сталях и спла-
вах1’1 2. Однако концентрационная
область ее существования точно
еще не установлена. При содержа-
нии кремйия около 6% наблюдается
изменение характера зависимости
Содержание кремния, 7. (атомн.)
Содержание кремния, °/<. (помассе)
Рис. 762. Периоды кристаллической решетки
железокремнистых сплавов в зависимости от
содержания кремния [no Е. R. Jette а.
Е. S. Greiner. Trans. Amer. Inst. Min. Met.
Engrs, 105, 1933, p. 259—273; u. M. С. M. Far-
quhar, H. Lipson, a. A. R. Weill. J. Iron Steel
Inst., 152. 1945, p. 457—472]
физических свойств от состава
(рис. 762 и 780, стр. 1001). Тот факт, что рост электросопротивления
при этом замедляется, указывает, вероятно, на появление упорядочения.
•Однако упорядочение, приводящее к появлению фазы Fe3Si, начинается
1 A Willmoser u Е. Piwowarsky. Nene Giesserei, techn.— wiss. Belh., 1950, N 2, S. 83—86.
2 R. Wactell. J. Metals, 2, 1950, p. 354—360.
972
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
лишь выше 11,5% Si 360\ Так как период решетки этой фазы меньше, чем
сс-железа (рис. 762), процесс упорядочения связан с уменьшением объе-
ма, что может привести к развитию в атомной структуре пор.
Образование соединений в системе железо — кремний указывает на
принципиальную возможность дисперсионного твердения. Однако экспе-
риментальных подтверждений этого предположения еще нет.
Коэффициент диффузии быстро возрастает с увеличением содержа-
ния кремния \ при максимальной концентрации кремния в а-растворе
он увеличивается примерно в двадцать раз.
При введении кремния в расплавленное железо наблюдается зна-
чительное повышение температуры, что указывает на очень высокую
теплоту растворения кремния в жидком железе* 1 2. Сплавы железо —
кремний или железо — кремний — угЯерод являются ковкими лишь до
~10% Si. Однако уже при 7% Si деформируемость сплава ухудшается,
что, очевидно, связано с образованием упорядоченного состояния. По-
этому ковкие сплавы обычно содержат не больше 8% Si. При комнатной
температуре деформация сплавов, содержащих свыше 3% Si, невоз-
можна 361>.
б. Углеродсодержащие сплавы железа с кремнием
В системе железо — кремний — углерод, как и среди хромистых ста-
лей, имеются сплавы, полностью претерпевающие фазовые превраще-
ния,— перлитные, и сплавы чисто ферритные и полуферритные.
Содержание углерода, %
Рис. 763. Влияние углерода на расширение
у-области в сталях с различным содержанием
кремния [no Е. S. Greiner. Metals Handbook.
Amer. Soc. Met., Cleveland, 1948, p. 476—478]
0 1 z
Содержание углеродa,%
Рис. 764. Чувствительность сплавов
железо — кремний — углерод к черному
излому
Кремний снижает растворимость углерода в v-железе. Точка эвтек-
тоидного превращения также сдвигается к меньшим концентрациям
углерода. Температура эвтектоидного превращения повышается и, на-
пример, при 4% Si и 0,45% С достигает 850°С. На рис. 763 показано,
что в сплавах железо — кремний — углерод даже при 8%) Si сохраняет-
ся узкая область гомогенного v-раствора.
3“> Концентрация, при которой получается минимум на кривой электросопротивления, свя-
ванный с образованием сверхструктуры FegSi, зависит и от степени чистоты сплавов [5, стр. 51].
Сверхструктура Fe?Si очень устойчива н сохраняется даже после закалки с 1200—1250° С [78].
1 Е. Fitzer. Z. Metallkde, 44, 1953, S. 462—472.
2 F. Korber, W. Oelsen, W. Middel u. H. Lichtenberg. Stahl u. Eisen, 56, 1936, S. 1401—1411;
450 также Chipman, J. C. Foullon, N. Gokcen u. G. R. Caskey. Acta Metallurgica, 2, 1954, p. 439—
361> Холодная прокатка тонкой леиты при комнатной температуре возможна н до 3,5% Si.
углеродсодержащие сплавы железа с кремнием
973
Кремний способствует выделению углерода в соответствии со ста-
бильной системой железо— графит. Графитизирующее влияние крем-
ния хорошо известно для чугуна; оно наблюдается также и в сталях,
особенно с высоким содержанием кремния и углерода. Выделение гра-
фита, точнее углерода отжига, которое приводит к черному излому, от-
четливо проявляется при отжиге стали вблизи точки Aci и может
привести к сильному снижению закаливаемости (см. стр. 355). Стали,
отвечающие заштрихованной области на рис. 764, после горячей прокат-
ки или ковки могут не содержать графита, и только отжиг или дефор-
мация при пониженных температурах могут вызвать появление черного
излома. Вследствие сильной склонности к графитообразованию сплавов
с высоким содержанием кремния
большая часть исследований трой-
ной диаграммы Fe — Si — С относит-
ся к стабильной системе железо —
кремний — графит.
Сильное влияние кремния на
сужение у-области приводит к тому,
что рекристаллизация и рост зерен
«-раствора могут происходить при
таких температурах, при которых в
сплавах с малыми концентрациями
кремния а — v-превращение ограни-
чивает рост зерен. Вследствие этого
в железокремнистых сплавах после
•отжига при повышенных температу-
рах часто обнаруживается чрезвы-
чайно грубозернистая структура а-
раствора. Об этом будет сказано
подробнее при рассмотрении окали-
востойких сплавов.
Влияние кремния на кинетику
процессов превращения еще полно-
стью не выяснено. Ряд фактов
свидетельствует о том, что кремний
Температура аустенизации 870°С
Рис. 765. Диаграмма изотермического пре-
вращения аустенита стали состава 0,54% С,
0,23% Мп и 1,27% Si. Температура аусте-
низации 870° С [по Atlas of Isothermal
Transformation Diagrams, U. S. Steel, Pitt-
sburg., 1951]
уменьшает коэффициент диффузии углерода в а- и в v-решетке и повы-
шает температуру рекристаллизации (см. рис. 626). Из рис. 765 следует,
что кремний незначительно изменяет характер превращений по сравне-
нию с железоуглеродистыми сплавами. Минимум устойчивости переох-
лажденного аустенита в перлитной области практически совпадает с ми-
нимумом в промежуточной. Зона замедленного превращения между
•обеими областями выражена очень слабо,
'В противоположность этому Хультгрен и его сотрудники ’, исследуя
сталь с 0,5% С; 1,7% Si и 0,7% Мп, установили, что при уменьшении
скорости превращения промежуточная область отделяется от перлит-
ной S62). Превращение в верхней части этой области остается незавершен-
ным, а в нижней части заканчивается только в течение длительного
времени. Остается неясным, насколько в стали, изученной Хультгреном, * 362
1 A. Hultgren u. Mitarb. Kungl. Svenska Vetenskapsakad Handl., 4, Ser., 4, N 3, Stockholm,
1953.
362> В ряде более поздинх исследований [79 и др.] на кинетической кривой для стали, леги-
рованной кремнием (до 2%), было обнаружено два максимума скорости превращения аустенита.
Этого следует ожидать и теоретически, так как в промежуточной области превращение v —* а
протекает по мартенситной кинетике.
974
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
этому эффекту содействовало несколько повышенное содержание мар-
ганца. Влияние кремния на мартенситную точку не установлено; коли-
чество остаточного аустенита не увеличивается 363). Критические точки
Л3 и Д1 при нагреве и при охлаждении с увеличением содержания крем-
ния смещаются в область более высоких температур (рис. 766). Такой
Рнс. 766. Влияние кремния на положение критических точек стали [по Л. Merz
Arch. Eisenhiittenw., 3. 1929 -1930, S. 587—596]
характер смещения критических точек не дает оснований ожидать силь-
ного влияния кремния на критическую скорость охлаждения. Тем не ме-
нее кремний повышает прокаливаемость (рис. 767 и табл. 26, стр. 261).
Расстаяние ат охлаждаемого
торца, нм
Рнс. 767. Влияние кремния иа про-
каливаемость стали с 0.5% С и
0,23% Мп. Образцы для торцовой
закалкн диаметром 12,5 мм [по At-
las of Isothermal Transformation
Diagrams, U. S. Steel, Pittsburg.,
1951]
Таким образом, это объясняется не из-
менением температуры превращения, а
влиянием кремния на диффузию углеро-
да и кристаллизацию феррита.
Химический анализ показал, что кар-
биды, образующиеся в процессе изотер-
мического превращения в перлитном
интервале или при отжиге сталей в пер-
литном интервале, содержат лишь незна-
чительное количество кремния (табл.
204). Содержание же кремния в карби-
дах, образовавшихся при низкотемпера-
турном отпуске мартенсита или в резуль-
тате превращения в промежуточной
области, выше и почти одинаково со сред-
ним содержанием кремния в стали. Это-
показывает, что атомы кремния относи-
тельно быстро перемещаются из карби-
дов в твердый раствор.
Кремнистые стали отличаются особым видом устойчивости против,
отпуска. Так, например, в закаленной стали с 2% Si и 0,6% С игольча-
тая ориентировка структуры по мартенситу сохраняется после отпуска
при 500° С, в то время как в углеродистой стали после такого отпуска
игольчатой ориентировки не наблюдается. Вторая стадия отпуска,.
363> Однако в работах В. Д. Садовского было обнаружено, что кремний в чисто кремни-
стых и в сложнолегнрованиых сталях, содержащих кремний, сильно увеличивает устойчивость,
остаточного аустенита при отпуске.
углеродсодержащие сплавы железа с кремнием
975
Таблица 204. Состав карбидов, выделенных из кремнистых сталей
Объект Химический состав, %
с Si Мп Fe
Сталь I*1 0,43 2,06 0,5 Остальное
Выделенный карбид*2 7,65 0,16 2,62 88,9
7,55 0,18 2,70 89,1
Сталь 2*3 0,54 2,8 — Остальное
Выделенный карбид*4 6,70 0,45 .—. 92,85
6,70 0,39 -— 92,91
По A. Hu 1 t gren. Trans. Amer. Soc. Metals, 39, 1947, >. 915—1005. *2 Термо-
обработка: нагрев 950° С, охлаждение с печью до 750° С, выдержка 24 ч и последующее
охлаждение с печью. По Е. Н эпи rem о п1 , W. Koch и. Н. J. Wiester. Stahl
и. Eisen. 69, 1949, S. 73—79. *4 Термообработка; на 620° С, выдержка 10 мин. нагрев на 1200° С. перенесение образцов
Рнс. 768. Влияние кремния на изменение дли
ны образцов из стали с 0,75% С при отпуске
Скорость нагрева ГС/мин [по Н. Birnbaum
Arch. Eisenhiittenw., 2, 1928—1929, S. 41—471
т. е. расширение, обусловленное распадом остаточного аустенита, начи-
нающееся обычно при 200—250° С, с увеличением содержания кремния
смещается к более высоким температурам (рис. 768). Особенно значи-
тельно сдвигаются к более высоким
температурам начало и коней треть-
ей стадии отпуска, характеризую-
щейся сжатием, вследствие образо-
вания частиц цементита. Напротив,
первая стадия отпуска, характери-
зующаяся сжатием, обусловленным
образованием гексагонального кар- |
бида и начинающимся даже ниже
100° С, не изменяется при добавке $
небольших количеств кремния. Толь- |
ко в стали с 2,2% Si протекание §
этой стадии сильно замедляется
или, точнее, едва только намечается.
Описанные изменения служат при-
чиной того, что с увеличением со-
держания кремния снижение твер-
дости сдвигается к более высоким
температурам отпуска (рис. 769).
Разница в значениях твердости ста-
новится заметной при 250° С и сохраняется в сталях с высоким содержа-
нием кремния до самых высоких температур отпуска. Последнее объяс-
няется тем, что кремний повышает твердость а-раствора. Повышенная
прочность кремнистой стали при отпуске не может быть связана с выде-
лением специальных карбидов, так как возрастание температуры отпус-
ка вызывает равномерное падение твердости, а повышение температуры
закалки не меняет хода кривых изменения твердости. Это подтверждает-
ся также и тем фактом, что различие в ходе кривых при отпуске крем-
нистых и углеродистых сталей становится уже заметным, начиная
с 200—300° С >.
Такое влияние кремния объясняется тем, что он уменьшает скорость
диффузии углерода, что затрудняет образование и формирование частиц
1 См. также Л. G. Allien u. Р. Payson. Trans. Amer. Soc. Met., 45, 1953, S. 498- 525.
-976
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
цементита. Выделение гексагонального карбида железа в первой стадии
-отпуска происходит путем перемещения атомов на кратчайшие расстоя-
ния. На течение этого процесса кремний влияет незначительно. Только
в третьей стадии отпуска выделение нормального карбида железа РезС
тормозится в присутствии кремния. Кинетика карбидообразования была
подробно исследована Оуэном '. Карбиды, которые образуются в верх-
нем районе температур, имеют такую же температуру Кюри, что и це-
ментит. Для карбидов, образовавшихся при более низких температурах,
точка Кюри лежит выше. Это может быть связано, во-первых, с тем, что
е-карбид вообще имеет более высокую точку Кюри и, во-вторых, с тем,
что образование этого карбида при низких температурах связано х пе-
ремещением только атомов углерода. При этом содержание кремния
Рис. 769. Влияние кремния иа изменение твердости при отпуске сталей с 0,9% С
и карбиде соответствует среднему составу стали. Только при более высо-
ких температурах отпуска кремний из карбидов переходит в твердый
раствор. Вследствие этого твердый раствор вокруг карбидов настолько
обогащается кремнием, что диффузия углерода к этим частицам затруд-
няется, а эта препятствует их дальнейшему росту. Рост карбидов может
происходить лишь после того, как в результате диффузии концентрация
кремния на фазовой границе карбид — твердый раствор уменьшается.
Это представление подтверждается данными определения энергии акти-
вации для отдельных процессов. Энергия активации при более низких
температурах совпадает с энергией активации атомов, образующих твер-
дый раствор замещения. Дополнительные эффекты, наблюдаемые при
425—480° С на кривой изменения длины и намагничивания стали
с 3,8% Si и 0,5% С, пока не имеют объяснения
Кремний не обладает типичными свойствами карбидообразующмх
элементов. Однако иногда при исследовании сплавов железо — угле-
род — кремний наблюдаются структурные составляющие, которые могут
рассматриваться как сложные карбиды. Штаде1 2 еще в 1910 г. сообщал
о новой структурной составляющей в кремнистых сталях. Марлес3
в сплавах, содержащих до 7% Si и 1,7—3,6% С, нашел структурную со-
ставляющую, которую можно рассматривать как железокремнистый
1 W S Owen Trans. Amer. Soc Met., 46, 1954, p. 812—829.
2 J. E Stade Report of the 80th Meeting of the British Association for the Advancement of
Science, 1910, p 549—561.
3 D Maries. J. Iron Steel Inst., 158, 1948, p. 433—436.
КРЕМНИЙ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЯХ
977
карбид. Тип и периоды решетки этой составляющей еще точно не уста-
новлены. Известно лишь, что симметрия решетки этих кристаллов от-
носительно мала. Оуэн и Стрит 1 при отпуске сталей с высоким содер-
жанием кремния и низким содержанием углерода недавно обнаружили
структурную составляющую, названную ими Х-фазой. Ее также можно
считать железокремнистым карбидом, так как при отпуске она распа-
дается с выделением цементита. В сплавах с 5% Si и 1 % С можно наблю-
дать выделение этого карбида непосредственно из аустенита; при пер-
литном превращении появляется двойная структура, содержащая кар-
биды двух видов. Аналогичные двойные структуры найдены также
в трансформаторной стали с 4% Si и 0,1% С 1 2; структурная составляю-
щая, наблюдаемая в сплавах с 10-—15%Si и 0,16—1,0% С около включе-
ний графита, тоже, по-видимому, является железокремнистым карби-
дом 3. Можно считать доказанным, что в сплавах с очень высоким со-
держанием кремния (20—23% Si) даже образуется карбид кремния
SiC4. Все же имеющиеся в настоящее время данные о железокремни-
стых карбидах являются предварительными. Для их уточнения необхо-
димы дальнейшие исследования.
Случайные указания на то, что стали с повышенным содержанием
кремния склонны к перегреву, не соответствуют действительности. Чув-
ствительность кремнистых сталей к перегреву можно снизить определен-
ными мерами при их выплавке (см. стр. 1016), поскольку кремний может
вступать во взаимодействие с азотом. Вследствие более высокого поло-
жения точки А3 увеличение зерна в кремнистой стали происходит в ре-
зультате рекристаллизации или вторичного роста зерен. Однако это
обстоятельство не может рассматриваться как свидетельство чувстви-
тельности стали к перегреву в обычном смысле.
2. Кремний в инструментальных сталях
Увеличение кремнием прокаливаемости стали сыграло важную роль
в развитии инструментальных сталей. Исходным моментом для этого
развития послужило поглощение кремния инструментальной сталью из
тигля. Известно, что первые тигельные стали были получены в Англии.
Английская тигельная сталь исключительно чистая и, как мы
теперь знаем, с низким содержанием кремния и марганца отличалась
чрезвычайно малой прокаливаемостью (сталь Гунстмана). Эта сталь
была особенно пригодна для инструментов с тонким лезвием, от кото-
рых требовалась малая чувствительность к закалке. Когда Крупп почти
150 лет назад тоже пытался получить высококачественную тигельную
сталь для инструмента, оказалось, что крупповские тигельные стали про-
каливаются значительно глубже, чем английские. Изготовляющиеся
Круппем тигди из графита и шамотной глины содержали большое коли-
чество окиси кремния, которая восстанавливалась углеродом до крем-
ния, причем в тем большей степени, чем дольше рафинировали сталь.
Большая прокаливаемость крупповской тигельной стали по сравне-
нию с английской вначале рассматривалась как недостаток. Однако
очень скоро научились использовать ее, например для инструментов,
подвергающихся высоким давлениям: валков для холодной прокатки,
1 W. S Owen а. В. G. Street. J. Iron Steel Inst., 172, 1952, p. 15—18.
2 E D Harry J. Iron Steel Inst, 167, 1951, p. 241—246.
3 J Hurst a. R. V. Riley. J. Iron Steel Inst., 149, 1944, p. 213—219.
4 J C Foulton a. J Chipman. J Metals, 6, 1954, p. 356—357.
€2 Э. Гудремон, т. II
978
кремнистые стали
чеканочного инструмента и т. д. В процессе производства были разрабо-
таны практические приемы, согласно которым отдельные стали рафини-
ровались в тигле дольше; этим путем содержание кремния в них повы-
шалось до 0,5%.
Вследствие того что практическое значение тигельной стали в наше
время снизилось, для указанных целей применяются стали, легирован-
ные другими элементами (например, хромом), гарантирующими более
надежное регулирование глубины закалки при большей экономичности.
Тем не менее и теперь имеется ряд марок углеродистых сталей, выплав-
ленных в электрических или мартеновских печах, с различным содержа-
нием кремния, а также и марганца (табл. 205).
Таблица 205. Состав углеродистой стали
с повышенным содержанием кремния и марганца (%)
G Si Мп С Si Мп
0,6—1,2 0,10—0,20 <0,25 0,6—1,2 0,20—0,35 0,50—0,80
0,6—1,2 0,15—0,25 <0,30 0,6—1,2 0,20-0,35 0,70—0,90
0,6—1,2 0,15—0,20 <0,35 0,4—0,8 0,35-0,40 0,60—0,80
0,6—1,2 0,20—0,30 0,35—0,50 0,4—0,8 0,45—0,60 0,80—1,0
Инструментальные стали, легированные только кремнием, не нашли
большого распространения. Для ручных и кузнечных зубил иногда при-
меняют такие стали (см. табл. 199, группа 2). Так как указанный инст-
румент имеет тонкую режущую кромку, эти стали можно закаливать
в масле, хотя обычно предпочитают закалку в воде с последующим от-
пуском при 200° С.
Более широкое применение нашел кремний в сталях, легированных
также и другими элементами. Стали с 1% С; 1,5% Si и 1,5% Сг приме-
няются в качестве так называемых недеформирующихся при закалке.
При закалке в масле эти стали приобретают твердость стекла, причем
поводка у них не больше, чем у известной марганцевой стали с 2% Мп
и у других сталей (см. табл. 63, т. I) 364).
Кремнистые стали отличаются высоким сопротивлением износу, ве-
роятно, вследствие того, что кремний уменьшает окисление при исти-
рающих нагрузках. Поэтому сталь с 1,5% С; 1,5% Si и 3—6% Сг при-
меняется для резания особо твердых материалов, таких как твердые
горные породы, твердые сорта дерева и т. д. Для этих инструментов по-
лезна, кроме того, высокая устойчивость кремнистых сталей против от-
пуска. Это позволяет особенно рекомендовать такие стали для мери-
тельных инструментов (рис. 770). Старение (см. стр. 266, т. I) можно
производить при температурах 200° С, так как после отпуска при 250° С
их твердость еще остается выше 60 HRC. Другая хромокремнистая сталь,
с 0,4% С; 1,75% Si; 0,5% Мп и 1,3% Сг применяется для пневматических
зубил, заклепочных штампов и т. д. Она может закаливаться с 850—
860° С в масле, а с 830—840° С также и в воде и отличается высокой
вязкостью 365).
364> См доп 184) к стр 545
36Б) Стали такого типа с пониженным содержанием углерода применяются прн разных ва-
риантах легирования во всех странах для холодных штампов, претерпевающих ударные нагрузки
Примеры таких сталей, применяемых в США, см в табл 199 (группа S)
Таблица 206. Состав, термическая обработка и назначение кремнистых инструментальных сталей
Химический состав, %
(no D1N Mo Термическая обработка Назначение
17006) c SI4 Mn Cr Ni w V
60 MnSi 4 0,60 1,0 1.0 — — — — 850° С, рода; отпуск при 100—200° С Зажимные цанги, обрубные штампы
0,40 1 ,7 0,5 1,4 — — — — 830° С, вода; кипячение при 100° С Пневматические и ручные зубила
850°С, масло; кипячение при 100° С Обжимкн, головки пуансонов
0,60 1 , 1 1 .0 0,5 —r- — — 850° С масло; отпуск при Пневматические и ручные зубила, обжимки.
100—200° С предохранительные щиты
64 SiCr 5 0,64 1 ,3 0,5 0,5 — — — — То же Ножи для ножниц, зажимные цанги, ленточ- ные пилы для дерева
0.90 I .5 0.5 1 , I — __ 850°С, масло; кипячение Фрезы, метчики» дорны, плашки, развертки,
при 100° С ножовочные полотна, кольцевые калибры
125 CrSl5 1 ,25 1 ,2 0,7 1 .2 — — То же То же
150 CrSi 14 1,50 1 ,5 0,4 3.5 — — — —• Фрезы, метчикн, ножи, ролики для накатки резьбы Инструменты, работающие с ударной нагрузкой,
6 1 CrSiV 5 0,61 0,9 0,8 1 ,2 — 0.1 880° С. масло; отпуск при
100—200° С например чеканочные штампы
45 CrSiV 5 0,45 0 45 1.5 0,7 0,6 0,7 1,5 1,6 0.3 0.1 0,15 То же 900°C, масло; отпуск при То же Инструмент для горячих работ всех видов (см.
600—650° С табл. 150, т. I)
0,45 0,2 0.5 1.5 — •— 0,3 0,2 То же Инструмент для горячих работ, вальцы для горячей прокатки
44 MnSiV 4 0,44 1,0 1,0 — — — — 0,1 850° С масло; отпуск при 450—600° С Дорны пильгерстанов Обрубные штампы, формы для литья под дав-
38SiCrV 6 0,38 1,5 0 ,4 1.5 0,1 930° С, вода, отпуск при
200—700° С лением, пневматический инструмент
45 SiCrV 6 0,45 1.6 0,6 1.5 — — — 0.1 900° С, масло; отпуск при 200—700° С То же Ножи для ножниц, зажимные цанги, инстру-
67 SiCr5 0,67 1 ,3 0,5 0,5 — 870° G масло; отпуск при
300—600° с мент для горячих работ
45 WCrV 77 0,3,0,45 1 ,0 0,3 1,7 — 2.0 — (0,2) 850° С. масло; кипячение Штампы для пробивки отверстий, втулки реци-
при 100° С пиеитов средней нагрузки
0,40 0,7 0,3 1.5 2,3 0,6 (0,4) '900° С. масло; отпуск при Инструмент для холодной вырубки, пробивные
550°С штампы, ножи для ножниц, обжимки, штампы для пробивки отверстий в горячую, матрицы для горячих работ. Г зубила высокой устойчивости
X50 NICrW 1313 0,50 1,3 0,7 13,0 13,0 2,5 0.5 Литье или поковка Матрицы для прессования сплавов тяжелых металлов
980
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
Рнс. 770 Изменение твердости сталей для
точных мерительных инструментов при отпус-
ке на разные температуры
Так как кремний повышает
устойчивость против отпуска, его
вводят в стали, применяемые для
горячих работ 366). Некоторые стали
этого типа наряду с другими приве-
дены в табл. 206. Повысить устойчи-
вость против отпуска можно введе-
нием хрома; молибден повышает
устойчивость хормистых сталей про-
тив отпуска; введение ванадия в со-
четании с закалкой с более высоких
температур (см. рис. 650) повышает
устойчивость против отпуска хромо-
молибденовых сталей; наконец, при-
садка кремния может вызвать даль-
нейшее повышение устойчивости
против отпуска (см. табл. 207).
Специфическое применение на-
ходит кремний в графитизированных
инструментальных сталях.
Таблица 207. Влияние легирующих элементов на устойчивость
против отпуска
Сталь Химический состав, % Температура, °C Твердость НВ
с Сг Мо V Si закалки в масле отпуска
Хромистая 0,4 1,5 850 600 240
Хромомолибденовая . . Хромомолибденованадие- 0,4 1.5 0,3 — — 850 600 290
вая Хромомолибденованадие- 0,4 1,5 0,3 0,2 — 920 600 420
вокремнистая 0,4 1,5 0,3 0,2 1,5 920 600 480
3. Кремний в конструкционных сталях
а. Общая часть
В бинарных безуглеродистых железокремнистых сплавах кремний
значительно увеличивает прочность феррита (см. рис. 346, т. I). Как из-
вестно еще из первых работ Гийе и Гадфильда (рис. 771), это влияние
обнаруживается и в кремнистых сталях. Снижение относительного удли-
нения и ударной вязкости367) может быть объяснено тем, что стали с
содержанием кремния свыше 2% и углерода менее 0,2% были полуфер-
ритными или ферритными. Выше было показано, что в сплавах этого
366> Роль кремния в стали для горячих штампов заключается не только (а иногда и не столь-
ко) в повышении ее устойчивости против отпуска, но главным образом в увеличении ее стой-
кости против термической усталости (вследствие заметного повышения критических точек). Это
позволяет применять для многих слабо нагревающихся горячедеформнрующих инструментов без-
вольфрамовые стали, легированные кремнием.
367> Кремний повышает критическую температуру хрупкости феррита. При содержании крем-
ния больше ~1% критическая температура хрупкости лежит уже выше комнатной, вследствие
чего снижается и ударная вязкость при комнатной температуре. В стали это наблюдается при
<5олее высоком содержании кремния.
КРЕМНИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
981
типа степень обжатия может оказать очень большое влияние на их вяз-
кость (см. стр. 726, т. I). Стали с 0,8% С и 3% Si, напротив, обладают
хорошими свойствами как в прокатанном, так и в улучшенном состоянии.
Для получения наи-
более низкого предела
прочности, который тре-
буется от самого мягкого
материала для труб, не-
обходимо, чтобы содержа-
ние кремния было как
можно меньше. То же
справедливо и для наибо-
лее мягких сортов листо-
вой стали для глубокой
вытяжки. Поэтому для
этих целей применяются
преимущественно кипя-
щие стали, нераскислен-
ные кремнием. Если такая
сталь должна быть отли-
та не кипящей, то ее успо-
каивают алюминием, ко-
торый не вызывает повы-
шения прочности (табл.
208).
Таким образом, по-
вышенного содержания
кремния избегают в тех
случаях, когда важное
----Неотожженные образцы с расчетной,
длиной. 50,Вмм(Гадфильд)
----Отожженные образцы с расчетной
длиной 250 мм (Кеннеди)
Рис. 771. Предел прочности иа растяжение и удлинение
кремнистых сталей — отожженных и неотожженных образ-
цов с расчетной длиной 50,8 мм, отожженных образцов с рас-
четной длиной 254 мм [см. G. Mars. Die Spezialstahle
in Theorie und Praxis, 2, Aufl., S. 271, Stuttgart, 1922]
значение имеет деформи-
руемость и особенно способность стали к глубокой вытяжке368). Это
справедливо также и для сталей с большим содержанием углерода
(около 0,25%), например для стали, применяемой для автомобильных
рам. Так как уже при незначительном содержании кремния в стали при
оцинковании значительно повышается разрушающее действие цинка на
железо *, то для оцинкования применяют преимущественно кипящие
стали, содержащие мало кремния.
Таблица 208. Состав и механические свойства сталей для труб
Химический состав, % Предел прочности
с Si Мп р S Мн^и1 кГ/Мм?
— 0,-10 Следы 0,30—0,50 <0,035 <0,035 340—420 34—42
-0,10 <0,1 0,30—0,50 <0,035 <0,035 350—440 35—44
-0,10 <0,15 0,30—0,50 <0,035 <0,035 410—460 41—46
368> На заводе «Серп н молот» успешно прошли производственные испытания опытные пар-
тии нестареющей низкоуглероднстой электротехнической стали, раскисленной креминем из рас-
чета, чтобы в готовой стали его осталось 0,3—0,5%. Деформируемость стали прн этом была удов-
летворительной (глубина продавливания по Эриксену листа 2 мм из стали с 0,5% Si составляла
12,8—13,0 мм). В то же время коэрцитивная сила такой стали была ниже 64 а!м (0,8 э), а элект-
росопротивление повышено до 0,16—0,20 мком - м. Сталь значительно меньше стареет, чем кипя-
щая [80].
1 См. также D. Horstmann. Arch. Eisenhiittenw., 25, 1954, S. 527—*533.
982
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
б. Кремнистые строительные и улучшаемые стали
Повышение предела текучести стали при введении кремния дало
толчок к широкому применению кремнистых сталей в качестве строи-
тельных, например гражданского строительства, мостостроения и т. д.
Уже давно в этих областях пытались заменить обычные мягкие стали
более прочными, легированными. Первым опытом была постройка Круп-
пом в 1909 г. моста из никелевой стали в Эссене. Однако опыт не дал
ожидаемого эффекта, так как значительно повысилась стоимость стали.
Лишь много позднее (в 1925 г.) для этой цели начали использовать крем-
нистые стали с более высокими пределами прочности и текучести
(табл. 209, см. также табл. 65, т. I).
Таблица 209. Свойства кремнистых строительных сталей
повышенной прочности по сравнению со сталями S137 и S148
(см. также табл. 224)
St37 St48 StSi St52 (кремнистая)
с, % 0,1 0,3 0,15—0,20 0,15—0,20
Si, % 0—0,2 0,3 1,0—1,5 0,6—0,9
Мп, % 0,4—0,6 0,4—0,6 0,5-0,8 0,7—0,9
Си, % — — — 0,3—0,5
Предел текучести: Мн/м? 210 290 360 360
кГ/мм2 21 29 36 36
Предел прочности: Мн/м2 370 480 520 520
кГ/мм2 37 48 52 52
Относительное удлинение, % . . 20 18 20 20
Отношение предела текучести к пределу прочности, % . . . 55—60 60—65 70—80 65—70
Так как высокое содержание кремния вызывает значительную лик-
вацию и ухудшает свариваемость стали, при дальнейшем совершенство-
вании сталей, соответствующих группе прочности 5/52, кремнистые стали
были вытеснены марганцевыми, кремнемарганцовистыми и хромомедис-
тыми сталями, причем в кремнемарганцовистых сталях, исключительно
применяемых в настоящее время для этой цели в ФРГ, содержание крем-
ния снижено до 0,4—0,7%, а содержание марганца повышено (см.
табл.224).
Более высокое содержание кремния и хрома в присутствии меди и
при повышенном содержании фосфора дает также увеличение коррози-
онной стойкости стали в атмосферных условиях (см. также табл. 224,
табл. 229 и стр. 1175) Зб9>.
Наиболее отчетливо влияние кремния обнаруживается при улучше-
нии стали, так как с повышением содержания кремния улучшается про-
каливаемость и устойчивость стали против отпуска (см. рис. 767 и 769).
Влияние кремния проявляется также при одновременном присутствии
в стали марганца (рис. 772) и хрома. Это было использовано при раз-
работке конструкционных сталей, не содержащих дефицитных никеля и
369) Ряд отечественных марок низколегированной (строительной) стали содержит повышенное
количество кремния (сталь 15ГС 0,7—1,О9/» Si, сталь 10Г2СД нлн МК 0,8—1,1% Si, стали 18Г2С»
25Г2С, 30ХГ2С 0,6—0.99/® S1 и др.).
КРЕМНИИ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
983
молибдена. Состав и свойства таких сталей приведены в табл. 210. Сталь
37MnSi5 широко применяется в качестве улучшаемой. Так как кремний
повышает сопротивление
износу, то обрабатыва-
емость конструкционных
сталей, особенно при свер-
лении, ухудшается (рис.
773). Повышенное сопро-
тивление износу имеет,
однако, и свои преимуще-
ства. Так, например, в
коленчатых валах оно
обусловливает сохранение
размеров и хорошее
скольжение в подшипни-
ках. Поэтому кремнистые
стали применяют в боль-
шом количестве для авто-
мобильных коленчатых
валов. Шестерни и ободья
зубчатых колес из таких
кремнистых сталей (рис.
774) меньше истираются
в процессе службы. Для
втулок цилиндров авиа-
ционных моторов исполь-
зуются стали с 0,45% С;
1,5% Si и 1,0% Мп, а так-
же с 0,45% С; 1,5% Сг;
1,0% Si. В этих сталях
кремний также улучшает
И
850°С/'пасло
0667,С
0,327. St; 1,607. Пп
1,667. Si; 1,527. tin
100
во
60
со
20
30
20
10
0
£ 160
I ЪЮО
%
оозеи
10"10-50т
1.8
1.6
1.6
1,2
Л
7,0
00^“
0.6^
0,6
0,2
О
3
Образец- 30> 30" 160т,
круглый но Врез
600 500 600 700600 500 600 700
Тепперотуро отпуска °C
Рис. 772. Диаграмма улучшения марганцевой н кремнемар-
1а:!иовистой сталей
скольжение вследствие повышенного сопротивления износу, но при этом
ухудшается обрабатываемость.
с, 3000
\§2500
| 2000
1500
ъ б11000
ц? 500
18 20 25 30 35 60 65
Спорость резания \г,г/лн
Рис. 773. Влияние кремния на обрабатываемость при свер-
лении мартеновского стального лнтья одинаковой прочности
[по Л. Wallichs u. Н. Beutel. GieBerei, 19, 1932, S. 245—247]:
1 — мартеновское стальное литье с 0,36% Si; б — 19%, пре-
дел прочности на растяжение 587 Мн]м2 (58,7 кГ/мм2); 2 —
мартеновское стальное литье с 1,23% Si; б = 18%, предел
прочности на растяжение 580 Мн!м2 (58,0 кГ1мм?)
В моторах водяного охлаждения втулки иногда должны свариваться
с охлаждающим кожухом, причем речь идет о сложной сварке. Стали
с повышенным содержанием кремния не очень пригодны для этих сва-
Таблица 210. Состав и назначение конструкционных сталей*1 с повышенным содержанием кремния
Обозначение (no DIN 17006) Химический состав, % Улучшение на предел прочности Назначение
С Si Мп другие легирующие элементы MhJm2 кГ /мм2
38 MnSi 4 0,34—0,42 0,60—1,0 0,80—1,2 600 -750 60—75 •
46 MnSi 4 0,42-0,50 0,60—1,0 0,80—1,2 — 700—850 70—85 Шестерни, зубчатые ободья, кони- ческие зубчатые колеса
53 MnSi 4 0,50—0,57 0,60—1,0 0,80—1,2 — 800—1000 80—100
37 MnSi 5 0,33—0,41 1,1-1,4 1,1—1,4 — 700—1200 70—120 Улучшаемая сталь, коленчатые ва- лы
SAE 9255*2 0,50—0,60 1,8—2,2 0,70—0,95 — — — Улучшаемые стали, пружинные
SAE9260*2 0,55—0,65 1,8—2,2 0,70—1,0 (0,10-0,40) — — стали
— 0,30—0,35 0,9 1,2—1,5 — 600—800 60-80 Валы турбин и компрессоров
— 0,9 1,5 0,5 1,1 Сг — Закалка Большие кольца шарикоподшип-
— 1,0 0,6 1,1 1,5Сг — » НИКОВ
— 0,15 1,3 0,4 2,4—3,0 Сг 500—600 50—60
— 0,15 1,0 0,4 0,8Сг; 0,5Мо 450-600 45—60 Котлостроение
— 0,15 1,5 2,0 О.ЗСг; 0,2 V 500-600 50-60
— 0,45 3,0 0,4 8,0—10,0 Сг Отжиг Отжиг Конусы клапанов
— 0,45 4,0 0,4 2,0—3,0 Сг » »
— 0,35 1,5 0,5 2,0Ni 1000—1800 100—180
— 0,4 1,8 1,0 4,0Ni 1000—1800 100—180 Шлемы, щитки
0,4 1,0 0,6 1,5 Cr; 0,3 Мо; 0,15 V 1000—1800 100—180 Г
** Пружинные кремнистые стали см. в табл. 212. *2 По американскому стандарту.
КРЕМНИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
9S5
называемые
Рнс. , ___ - - -
ленные по данным многих исследований поковок,
нз кремнистой стали с 0,4—0,48% С; 1,40—
1,80% Si; 0,5—0,8% Мп для деталей грохотов,,
шестерен и зубчатых ободов с толщиной стен-
ки 40—100 мм\ термообработка: закалка с 870° С
в масле, отпуск прн 640—680° С с охлаждением-
на воздухе (тонкие линнн — крайние значения,
толстые — средине) [по Н. Kallen u F. Meyei.
Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 2, 1939, S. 215—
222]
774. Границы свойств прочности, установ-
кремнистой
рочных работ, поэтому хромокремнистые стали применяются преимуще-
ственно для цилиндров воздушного охлаждения, в которых сварка не
требуется.
Кремний находит применение в сложнолегированных сталях для из-
готовления предохранительных щитов и тонкой брони, стойких против
мелкокалиберных снарядов 370’. В табл. 210 приведены стали для этой
цели с пределом прочности 1,0—1,8 Гн)м2 (100—180 кГ1мм2).
Почти все стали для клапанов имеют повышенное содержание крем-
ния. Из сталей этой группы особо следует упомянуть так
сильхромы с 3 или 10% Сг; 1,5—
4% Si и ~ 0,45 % С. Эти стали
применяются главным образом в
отпущенном состоянии с преде-
лом прочности 700—870 Мн]м2
(70—87 кГ1мм2). Вследствие по-
вышенного содержания кремния
и хрома сильхромы являются жа-
ростойкими и до 800—900° С не
разрушаются выхлопными газа-
ми двигателей внутреннего сгора-
ния. Жаропрочность этих сталей
незначительна, и их нельзя
применять при больших механи-
ческих нагрузках. Они не равно-
ценны аустенитным сплавам, ко-
торые применяются для выхлоп-
ных клапанов (табл. 211). Силь-
хромовые стали чувствительны к
термообработке, особенно если
они должны подвергнуться хо-
лодной вытяжке. После прокат-
ки сталь должна охлаждаться
сравнительно быстро, затем ее
следует подвергнуть кратковре-
менному смягчающему отжигу
при 750°С с последующим быстрым охлаждением (в воде). В против-
ном случае возможно появление хрупкости или чувствительности к об-
разованию трещин при вытяжке.
Обширная область применения кремнистых сталей — это высоко-
нагружаемые пружины. Пружинные стали содержат от 1 и почти до-
3% Si (табл. 212). На рис. 775 приведена диаграмма улучшения одной
из пружинных сталей. Так как кремний — сильный раскислитель, крем-
нистые стали обладают продольной волокнистостью, желательной для
пружинных сталей (см. рис. 358). Подобно марганцевым, все кремнистые
стали обладают пониженной поперечной ударной .вязкостью по сравне-
нию со сталями, легированными хромом и никелем. В доэвтектоидных
пружинных сталях, например с 0,4% С и 2% Si, иногда можно встре-
титься с волокнистостью, которая связана с сильно развитой строчечно-
стью феррита. Эти стали обнаруживают меньшую прокаливаемость,
37°) Многие разработанные в последние годы высокопрочные н сверхпрочные конструкционные-
стали содержат до 2—2,5% Si. Особенно полезен кремний в сталях, упрочняемых изотермической:
закалкой. Стали, у которых мы получили [62] предел пропорциональности 2,5 Гн]м2 (250 кГ/мм2У
после изотермической закалки н деформирования растяжением на 1—1,5%, также содержали до
2,3% Si.
Таблица 211. Состав и механические свойства применяемый кЛапйнных сталей
Обозначение (по DIN 17006) Химический состав, % Структура после термической обработки
с Si Mn Cr Ni прочие
37 MnSi 5 0,33—0,41 1,1—1,4 1,1—1,4 —- — — Структура, соответ- ствующая улучшению
65 Si 7 0,60—0,70 1,5—1,8 0,6—0,8 — — — То же
X45SiCr4 0,40—0,50 3,8—4,2 0,3—0,6 2,5—2,8 — — » »
X45CrSi9 0,40—0,50 2,8—3,3 0,3—0,6 8,5—9,5 — — Структура,соответ- ствующая улучше- нию, + карбиды
X210Cr 12 2,00—2,25 0,2—0,4 0,2—0,4 11,0—12,0 — — То же
X80CrNiSi20 0,75—0,85 1,75—2,25 0,2—0,6 19,0—21,0 1,0—1,75 — Феррит -j- карбиды
X 45 CrNiW 189 0,40—0,50 2,0-3,0 0,8—1,5 17,0—19,0 8,0—10,0 0,8— 1,2W Аустенит -(-карбиды
X 45 CrNiMo 23 0,40—0,50 1,0—1,3 0,9—1,2 22,0—24,0 4,5—5,5 2,5—3,0 Mo Феррит + аусте- нит -f-карбиды (о-фаза)
X40MnCr 18 0,30—0,50 0,3—0,8 17,0—19,0 3,0—3,5 — 0,8—O', 10 Ni Аустенит -|- карби- ды
r
Продолжение табл. 211
Обозначение (по DIN 17006) Механические свойства Предел прочности на растяжение1 при температурах, °C Назначение
предел текучести предел прочности на разрыв о'' «5 сужение, % 400 500 600 700 800
Мн'м2 ч кГ/мм2 Мн'м2 кПмм2 X X CJ X S ч X 1 и 4 кГ'мм2 Э г J э а: J
37 MnSi 5 600 60 800—950 80—95 и 45 450 45 — — — — — — — — Выпускные клапаны всех типов
65 Si 7 600 60 800—950 80—95 и 45 450 45 — — — — — — — — То же
X 45 SiCr 4 700 70 900—1050 90—105 14 40 790 79 550 55 270 27 110 11 70 7 Вы сокона груженные впу- скные клапаны, мал она гру- женные выпускные клапаны
X45CrSi9 700 70 900—1050 90—105 14 40 790 79 550 55 270 27 по 11 70 7 Высокона груженные вы- пускные клапаны, например в дизельных моторах
X 210 Cr 12 500 50 850—950 85—95 10 600 60 400 40 200 20 100 10 — — Седла нормально нагру- женных клапанов
X80CrNiSi20 700 70 900—1050 90—105 е — — — 600 60 250 25 140 14 60 6 Высокона груженные вых- лопные клапаны
X45CrNiW 189 400 40 800-1000 80—100 2Е 35 — — 670 67 570 57 420 42 270 27 То же
X 45 CrNiMo 23 600 60 750—950 75—95 14 25 — — 500 50 350 35 250 25 150 15 » »
X 40MnCr 18 * Время До разр 250 ыва 20 25 мин. 750—950 75-95 4С 40 Седла выхлопных клапа- нов
Таблица 212. кремнистые пружинные стали
Обозна- чение (no DIN 1 7006) Химический состав, % Термическая обработка Предел прочности прн растяжении Удли- нение % Назначение
с SI Mn Cr закалка: температура нагрева н охлаждающая среда темпера- тура отпуска °C Гн!мъ кГ/мм*
38 Si 6 0,35—0,42 1,4—1,6 0,50—0,80 840° С, вода 400 1,2—1,4 120—140 7 Пружинные шайбы
46 Si 7 0,42—0,50 1,5—1,8 0,50—0,80 —. 840° С, » 400—500 1,0-1,5 100—150 6 Конические и спираль-
51 Si 7 0,48-0,55 1,5—1,8 0,50—0,80 — 840° С, » 400—500 1,0-1,5 100-150 6 иые пружины, рессоры, пружины для вибрацион- ных нагрузок
55 Si 7 0,52—0,60 1,5—1,8 0,70—1,00 — 840° С, масло 420 1,3- 1,5 130- 150 6 Рессоры толщиной свыше 7 мм
65 Si 7 0,60-0,68 1,5—1,8 0,7—1,00 — 820° С, » 420 1,35—1,55 135—155 5 Рессоры толщиной свыше 7 мм
70 Si 7 0,65-0,75 1,5—1,8 0,60—0,80 — 820° С, » 420 1,4—1,6 140—160 5 Спиральные гаечные пружины
— — — — — 820° С, » 400 1,8—2,0 180 -200 4 Граммофонные и ча- совые пружины
— 0,65—0,75 2,0—3,0 0,60 — 820 —840° С, масло 400 1,4—1,6 140—160 3 Высоконагружаемые спиральные пружины
—- 0,90—1,0 1,0 0,80 — 800° С, масло 400 1,5 -2,0 150—200 3 Рессоры
46 MnSi 4 0,42—0,50 0,8—1,0 0,8-1,0 — 840° С, » 420 1,2—1,4 120-140 6 Плоские и конические рессоры
60 SiMn 5 0,55—0,65 1,0—1,3 0,90—1,1 — 820° С, » 420 1,4- 1,5 140—150 6 Гаечные, спиральные, дисковые пружины
— 0,35 1,75 0,50 1,25 840° С, » 400-500 1,2—1,4 120—140 6 Автомобильные кла-
— 0,45 1,0 0,50 1,0 820—840° С, масло 400—500 1,3—1,5 130 -150 6 панные спиральные пру- жины
67 SiCr 5 0,62—0,72 1,2—1,4 0,40-0,60 0,40—0,6 840° С, масло 450 1,4—1,6 140—160* 6 Кольцевые пружины и торсионные валы
0,75 1,25 0,50 0,25 820° С, » 400 1,8—2,0 180—200 г 5 Граммофонные и ча- совые пружины
КРЕМНИЙ В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
989
чем марганцевые стали с 2% Мп. Для кремнистых пружинных сталей
•обычно применяется закалка в воде, если содержание углерода в них
не превышает 0,50%; для марганцевой стали эта граница соответствует
~0,40% С. Здесь сказывается пониженная чувствительность к закал-
ке 1 кремнистых сталей по сравнению с марганцевыми.
Кремнистые'пружинные стали при прокатке и ковке более склонны
к обезуглероживанию, чем легированные стали других марок (см.
рис. 778). Так как знакопеременные напряжения на изгиб и кручение
стали
Рнс. 775. Диаграмма улучшения пружинной
с 0,75% С; 2,70»/» Si и 0,34% Мп
.достигают наибольших зна-
чений в наружных волокнах
пружин, а обезуглерожен-
ный наружный слой обла-
дает меньшим сопротивле-
нием усталости, чем сердце-
вина, в наружной зоне легко
-образуются надрывы. Эти
надрывы, действующие как
надрезы, могут привести к
усталостному разрушению
всей пружины или рессоры.
Вместе с тем эти мягкие по-
верхности очень легко по-
вреждаются: например, мо-
гут образовываться вмятины
на лежащих одна на другой
рессорах и т. д. Вмятины
также могут служить причи-
ной усталостного излома.
Чтобы сочетать преиму-
щества марганцевых сталей
с преимуществами кремни-
стых, во многих случаях при-
меняют кремнемарганцови-
стые стали с 0,8—1,2% Мп и 1%-Si. Эти стали прокаливаются в боль-
ших сечениях и менее чувствительны к закалке, чем марганцевые.
Предел прочности применяемых пружинных сталей колеблется от
*900 до 2000 Мн(м2 (90 до 200 кГ[мм2), табл. 212. Стали с низкой проч-
ностью находят преимущественное применение для пружин, которые ра-
•ботают при вибрациях и должны выдерживать незначительную стати-
ческую нагрузку, но подвергаться знакопеременным нагрузкам. Неболь-
шие поверхностные повреждения снижают сопротивление усталости;
влияние их тем больше, чем выше предел прочности стали. Так как уст-
ранение -этих дефектов шлифовкой или полировкой почти невозможно,
то для уменьшения их опасности снижают прочность стали. При изго-
товлении высоконагруженных пружин катанку перед навивкой пружин
.зашлифовывают, чтобы устранить неровности и закаты. Наивысший
предел прочности стремятся получить в стали, из которой изготовляют
весьма ответственные пружины для граммофонов, часов и т. д. Во мно-
гих случаях для пружин такого рода применяют углеродистую сталь
с 0,9% С, хотя для этой цели вполне подходят и кремнемарганцовистые
1 Под чувствительностью к закалке подразумевается, очевидно, склонность сталей к обра-
зованию трещин при закалке. П р н м. р е д.
990
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
стали1. Часто в эти стали для улучшения прокаливаемости добавляют
также до 0,5% Сг. Для того чтобы сосредоточить в минимальном прост-
ранстве высокое тяговое усилие пружины, предел прочности составляет
1,9—2,1 Гн!м1 2 (190—210 кГ/мм2) 371>. Изготовление таких пружин требу-
ет большой тщательности, так как при высокой прочности мельчайшие
повреждения могут быстро привести к разрушению.
Кроме кремнемарганцовистых, для пружин часто применяются хро-
мокремнистые стали 372). Например, сталь с 1,2% Si и 0,3—0,6% Сг ис-
пользуется для часовых пружин, которые должны иметь указанную- вы-
сокую прочность. Часто применяется сталь с 1,5% Сг, в которую вводят
до 1,5% Si. Сталь с 2,5—3,0% Сг и 1,0—1,5% Si вследствие ее высокой
устойчивости против отпуска пригодна для пружин, упругость которых
должна оставаться по возможности неизменной при эксплуатации до
300° С. Введение хрома и увеличение содержания марганца в кремни-
стой пружинной стали с более 0,5% С и 1,5% Si устраняет опасность
образования черного излома. Если сталь с 0,75% С: 1,8% Si и 0,6—
0,8% Мп подвергнуть отжигу при 750° С на минимальную твердость, то
легко может образоваться черный излом, причем до половины общего
количества углерода может находиться в виде графита. Сталь, содер-
жащая графит, обладает недостаточной закаливаемостью. Введение до
0,5% Сг является эффективным средством повышения закаливаемости.
в. Кремний в цементуемых сталях
Согласно данным Гийе2, введение кремния в цементуемую сталь
вызывает столь значительное уменьшение глубины цементации, что при
5% Si науглероживания уже не наблюдается; Мэхин и Спенсер 3 пред-
ложили использовать это влияние кремния для уменьшения сильного на-
углероживания поверхностного слоя посредством предварительного на-
грева (до цементации) в ферросилиции или путем присадки ферросили-
ция в карбюризатор. При цементации в древесном угле и углекислом
барии сильное влияние кремния, уменьшающего содержание углерода
в поверхностном слое (рис. 776) и глубину цементации, подтверждается.
При более высоком содержании кремния стали приобретают склонность
к графитизации. При цементации проявляется также пониженная чув-
ствительность кремнистой стали к росту зерна при длительных выдерж-
ках в районе высоких температур. Значительное снижение содержания
углерода в наружном слое и уменьшение глубины цементации указыва-
ют на то, что кремний замедляет диффузию углерода в у-растворе
(см. также стр. 973). Ввиду опасности графитообразования при повы-
шенном содержании кремния кремнистые стали не нашли применения
для цементации373». Несмотря на это заслуживает внимания использо-
1 Н. Poellein. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Eisenhiittenw., 19, 1937, S. 247—272.
зл) Преимущество углеродистой стали в этом случае связано с остаточным аустенитом. Пре-
дел прочности 1,9—2,1 Гн/м2 (190—210 кГ!мм2) получается после низкого отпуска, когда в стали*
остается еще повышенное количество остаточного аустенита, ухудшающего все свойства пру-
жинной стами. В углеродистой стали остаточного аустенита после низкого отпуска сохраняется?
меньше.
372) В последнее время рекомендовано [81] вводить дополнительно в кремнемарганцовнстую-
(и хромомарганцовистую) пружинную сталь ответственного назначения бор (0,003%) или одно-
временно бор н титан (0,06—0,1% в крем не марганцовистую сталь). Прн этом усиливается про-
каливаемость н повышается предел упругости. О сталях, пригодных для пружин, работающих
при высоких температурах, а также для пружин со специальными свойствами см. J5]
2 L Gutllet Mem С. R. Trav Soc. Ing. Civ. France, 1904, p. 177—207.
3 E. G. Maliin a. /?. C. Spencer. Trans-Amer. Soc. Steel Treat., 15, 1929, p. 117—144.
373> Однако в сочетании с другими легирующими элементами отрицательное влияние крем-
ния может н не сказаться. Так, нами экспериментально показано [49], что хромомарганцовокрем-
нистая сталь типа 30ХГС, содержащая больше Iю/» Si, хорошо воспринимает цементацию как
в твердом карбюризаторе, так и газовую, причем по качеству цементованный и переходный ело»
не уступают получаемым на хромоникелевой стали.
КРЕМНИЙ В СПЛАВАХ, СТОЙКИХ ПРОТИВ КОРРОЗИИ
99Г
вание кремния .в качестве средства для уменьшения чрезмерного науг-
лероживания наружного слоя и для измельчения зерна.
Рис. 776. Влияние кремния иа содержание углерода в поверхностном слое при цементации
[по Е. Houdremont u. Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934—1S35, S. 445—459]
4. Кремний в сплавах, стойких против коррозии
а. Коррозионная стойкость против кислот
Очень широкое распространение получили железокремнистые спла-
вы, работающие в условиях коррозии при комнатной и при повышенных
температурах; наибольшее значение имеет кислотоупорное литье из
кремнистой стали. Процессы упорядочения при содержании больше 4—
5% Si не оказывают существенного влияния на коррозионную стойкость-
сплавов. Железокремнистые соединения, а также твердый раствор с вы-
соким содержанием кремния (см. рис. 761) обладают хорошей устой-
чивостью против действия многих кислот. Защитное действие кремния
состоит в том, что на поверхности стали образуется плотная и прочная
пленка из кремнекислоты, препятствующая дальнейшей коррозии. При
воздействии кипящей соляной кислоты и щелочей плотная защитная
пленка не образуется; плавиковая кислота растворяет даже уже имею-
щуюся пленку кремнекислоты. Вследствие этого кремнистые сплавы не-
обладают устойчивостью в плавиковой кислоте, щелочных и кипящих
растворах соляной кислоты. В противоположность этому сплавы с 15—
20% Si очень устойчивы в кипящем растворе серной кислоты (см.
табл. 236). Особенно сильное защитное действие обнаруживает пленка,
кремнекислоты, образующаяся в результате действия растворов окис-
ляющих кислот. Вследствие этого сплавы с высоким содержанием крем-
ния (11—20%) вполне устойчивы против действия кипящей концентри-
рованной азотной кислоты 374). Такой же высокой стойкостью обладают
железокремнистые сплавы в кипящей смеси окисляющих кислот любой
концентрации.
В технических железокремнистых сплавах с 12—18% Si, имеющих?
в своем составе углерод (0,55—0,70%), всегда обнаруживается графит.
Эти сплавы обычно не бывают ковкими и поэтому изделия можно полу-
чать только отливкой. Они очень хрупки, удлинение их практически рав-
но нулю. Термическая обработка не может существенно улучшить-
структуру, так как в этих сплавах фазовые превращения отсутствуют.
374) В системе железо— кремний граница химической стойкости (в соответствии с так на-
зываемым законом п/8 моля) в азотиой и сериой кислоте соответствует содержанию кремния не-
ниже 2/« моля £14.5%). Первая при ’/8 моля здесь практически ие проявляется.
992
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
В табл. 213 сопоставлены механические и физические свойства сплава
с 15% Si и серого чугуна.
Таблица 213. Механические и физические свойства литого сплава
с 15% Si по сравнению с серым чугуном
Кремнистое литье Серый чугун
Точка плавления, °C Плотное 1ь, г!см? -1220 -изо
6,9 7,12
Средний коэффициент теплового расширения (0—100°) . . 12,8-10^6 10.8-10“ 6
Теплопроводность по сравнению с чугуном Предел прочности при изгибе (расстояние между опорами 600 мм, диаметр стержня 30 мм): 0,5 1
Мн/м2 200 450
кГ/мм2 20 45
Стрела прогиба, мм 2—3 13
Твердость НВ (5/750/30) -320 180
В табл. 214 приведены данные об устойчивости железокремнистых
сплавов против коррозии в различных средах. Особенно важна их ус-
тойчивость против азотной и серной кислот различной концентрации при
различных температурах. Вместе с тем следует иметь в виду их низкую
устойчивость даже при комнатной, а тем более при повышенной темпе-
ратуре против действия плавиковой кислоты и ограниченную устойчи-
вость против действия соляной кислоты и царской водки.
Из-за своей высокой хрупкости эти сплавы очень чувствительны
к литейным и тепловым напряжениям, так что отливка деталей сложной
формы часто практически невозможна. Кроме того, из-за высокого со-
противления износу они с трудом поддаются обработке резанием.
Предпринимались неоднократные попытки улучшить свойства крем-
нистых сплавов путем введения хрома, никеля, марганца, меди и молиб-
дена. Однако до настоящего времени удалось достичь лишь незначи-
тельного повышения коррозионной стойкости, которое в большинстве
случаев не имеет практического значения. Так как структура высоко-
кремнистых сплавов состоит большей частью из хрупких силицидов, сле-
дует ожидать, что улучшение механических свойств станет возможным
лишь в том случае, когда при введении другого элемента область твер-
дых растворов системы железо — кремний расширится.
Хорошая устойчивость против коррозии высококремнистых сплавов
делает перспективной идею подвергать готовые изделия силицированию.
Главным достоинством силицирования является возможность повышать
коррозионную стойкость деформируемых и не хрупких материалов. Сле-
дует иметь в виду, что как и при хромировании, наличия маленьких пор
достаточно, чтобы частично или полностью ликвидировать коррозионную
стойкость. Однако именно при поверхностном насыщении железа крем-
нием легко образуются поры. Кроме того, при простом силицировании
на поверхности образуется хрупкий слой Fe3Si; и только с помощью осо-
бого режима отжига можно получить жаростойкий ферритный диффу-
зионный слой. Таким образом, чтобы успешно применять этот способ,
необходимо его существенно усовершенствовать *.
J См. также Е. Fitzer. Arch. Eisenhuttenw., 25, 1954, S. 455—463 u. 601—612.
КРЕМНИЙ В СПЛАВАХ, СТОЙКИХ ПРОТИВ КОРРОЗИИ
993
Таблица 214. Стойкость железокремнистых отливок
против химического воздействия1
Химический реагент Температура испытания °C Результаты испыта- ния отливок
4—15% Si 6—18% Si
А. Неорганические кислоты
Борная кислота; раствор, насыщенный в холодном
состоянии . Кипение 3 2
Хромовая кислота, плотность 1,51, 50% СгО3 . . 20 1 1
То же Кипение 3 1
Плавиковая кислота 20 5 —
Царская водка 20 3 2
Фосфорная кислота:
плотность 1,05, 10% Н3РО4 20 1 —_
плотность 1,64, 80% Н3РО4 20 1 .—
То же Кипение 5 4
Азотная кислота:
разбавленная 1: 10, плотность 1,04 20 1 —
то же Кипение 1 1
разбавленная 1:1, плотность 1,23 20 1 —
то же Кипение 1 —-
концентрированная, плотность 1,40 » 1 -—
концентрированная, дымящая, плотность 1,52 » 1 -—
Соляная кислота:
разбавленная 1:85, 1—2%-ная, плотность 1,002 20 1 —•
то же Кипение 4 -—
разбавленная 1:10, 3,6%-ная, плотность 1,017 20 1 —
то же Кипение 5 —
разбавленная 1:1, 18,6 %-ная, плотность 1,09 20 2 —
то же Кипение 5 —.
концентрированная 1: 0, 37,2 %-ная, плотность
1,19 20 2 ——
то же Кипение 5 —
Серная кислота:
разбавленная 1 : 10, плотность 1,10 20 2 1
то же Кипение 3 2
разбавленная 1:1, плотность 1,52 20 1 —
то же Кипение 2 1
концентрированная 1:0, плотность 1,84 . . . 100 1 —
то же Кипение 1 -—
дымящая (11% свободного SO3), плотность 1,9 20 1 —
то же 60 2 —
» » . 100 5 —
Сернистая кислота, насыщенный водный раствор 20 4 3
Б. Органические кислоты
Муравьиная кислота:
10%-ная, плотность 1,02 70 1 -—
то же Кипение 3 —
50%-ная, плотность 1,12 70 1 —
то же . . . Кипение 2 1
80 %-ная, плотность 1,18 » 1 -—
100%-ная, плотность 1,22 » 1 -—•
Масляная кислота, плотность 0,96 » 1 —
63 Э. Гудремон, т. II
994
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
Продолжение табл. 214
Химический реагент Температура испытания °C Результаты испыта- ния отливок
14—15% S 16—18% Si
Уксусная кислота:
10%-ная, плотность 1,01 Кипение 1 —-
50%-ная, плотность 1,06 » 1 —
80%-ная, плотность 1,07 » 1 —
100%-ная, плотность 1,05 20 1 . —
то же Кипение 2 1
Галловая кислота (раствор, насыщенный в горячем
состоянии) Кипение 2 —
Дубильная кислота, водный раствор:
10%-ный 20 1 —
то же Кипение 2 —
50%-ный » 1 —
Молочная кислота:
10%-ная, плотность 1,02 » 1 —
концентрированная, плотность 1,22 » 1 —
Щавелевая кислота:
10%-ный раствор » 1 —
50%-ный раствор 20 1 —~
то же Кипение 2 —
Фенол (натуральная карболовая кислота), 90%-ный » 2 —
Винная кислота, водный раствор:
10%-ный » 1 —- '
25%-ный » 1 —
50 % -ный » 1 -—-
Лимонная кислота, водный раствор:
10 %-ный » 1 ——
25 %-ный 20 1 —.
то же Кипение 2 1
50 %-ный 20 1 —
то же Кипение 2 1
В, Щелочные вещества (основания и щелочи)
Аммиак:
водный раствор 20 1 1
плотность 0,91 Кипение 2 —-
Гидрат окиси калия:
водный раствор (калийный щелок) плотность
1,08 20 1 -—
то же Кипение 2 —
плотность 1,23 20 1 —
то же Кипение 3 —
плотность 1,54 20 1 _—.
то же Кипение 4 —• 1
едкое кали, расплавленное 360 5 —
Гидрат окиси натрия:
водный раствор vнатронная щелочь) 20%-ный;
плотность 1,23 Кипение 4 —
34%-ный, плотность 1,37 100 2 —
едкий натр, расплавленный 318 5 —
Карбонат натрия (сода), расплавленный 900 5 —•
Г. Растворы солей
Квасцы:
горяченасыщенный раствор Кипение 1 —
расплавленный 120—200 2 1
КРЕМНИЙ В СПЛАВАХ, СТОЙКИХ ПРОТИВ КОРРОЗИИ
995
Продолжение табл. 214
Химический реагент Температура испытания °C Результаты испыта- ния отливок
14-15% S1 16-18% SI
Сульфат алюминия:
водный раствор, 10%-ный Кипение 3 —
насыщенный на холоду » 2 —-
Хлористый аммоний, водный раствор:
10%-ный » 2 —
20%-ный » 2 -—
50%-ный » 2 —-
Азотнокислый аммоний:
насыщенный на холоду раствор » 1 —
горяченасыщенный раствор » 2 —
Сернистый аммоний (NH^gSOg:
насыщенный на холоду водный раствор . . . 20 1 ~—
то же Кипение 2 —-
Хромовые квасцы, водный раствор, плотность 1,5 » 2 —
Хлорное железо 1:1, водный раствор 50 5 2
Винный камень, горяченасыщенный водный раствор Кипение 4 3
Хлорноватокислый калий, горяченасыщенный рас-
твор » 1 —
Хлористый калий, горяченасыщенный раствор . . » 2 —
Железосинеродистый калий, водный раствор:
25%-ный 20 1 —
то же Кипение 3 1
Хлористый кальций, водный раствор, плотность 1,43 100 2 1
Гипохлорит кальция 20 1 -—
Хлористая медь, водный раствор, 10%-ный .... Кипение 4 3
Медный купорос, водный раствор, 50%-ный . . . 2 1
Хлористый магний и калий (карпанит, насыщен на
холоду) 1 —
Двухлористый марганец, водный раствор:
10%-ный » 1 —
ё0%-ный » 1 — !
Бисульфат натрия, расплавленный 200 1 —
Хлористый натрий:
горяченасыщенный водный раствор Кипение 2 1
увлажненный водой 20 1 —-
Хлорноватистокислый натрий, водный раствор, плот-
ность 1,21 20 1 —
Сульфат натрия (глауберова соль), водный раствор,
плотность 1,13 Кипение 2 1
Сернистый натрий, водный раствор, 50%-ный . . . 20 5 —
Сернистокислый натрий (сульфат натрия), водный
раствор, 50%-иый Кипение 2 —
Хлористая ртуть (сулема):
0^7%-ньш раствор 20 2 1
то -же Кипение 3 1
Хлористый цинк, водный раствор, плотность 2,05 » 1 —
Синеродистый цинк, увлажненный водой 20 1 —
Сернокислый цинк, водный раствор, 25%-ный . . . Кипение 1 -—.
Хлористое олово:
водный раствор, плотность 1,21 20 1 —
то же Кипение 5 -—.
водный раствор, насыщенный на холоду . . . 50 2 1
то же . . Кипение 5 3
Аммиачнохлорное олово, насыщенный водный раст-
вор 20 2 -—-
То же 60 2 —
63*
996
кремнистые стали
Продолжение табл. 214
Химический реагент
Температура
испытания
°C
Результаты испыта-
ния отливок
14-15% Si 16—18% Si
Д. Другие реагенты
Бром ..........................................
» ...........................................
Хлор (газ):
сухой .....................................
влажный ...................................
то же......................................
Хлорная вода при 15° С, насыщенная С12 . . . .
Пары соляной кислоты, сухие....................
Сера кипящая...................................
Сернистая кислота, влажная ....................
То же..........................................
Четыреххлористый углерод.......................
20
Кипение
»
»
100
20
20
445
20
250—750
Кипение
2 1
5 . 3
1
1 —
5 —
1 —
1 —
2 —
3 2
1 —
1 —
1 Степень устойчивости выражается цифрами 1—5; они обозначают: 1 — потери в массе
<0,1 е/л2; 2 — потери в массе 0,1 —1,0 а/м2; 3 — потери в массе 1,1—3,0 гм2, 4 — потери в мас-
се 3,1—10.0 а/м2; 5 — потери в массе >10,0 гм2.
Введение кремния в количестве до 4% в устойчивые против корро-
зии аустенитные хромоникелевые сплавы повышает их кислотостойкость.
Кремний суживает у-область в аустенитных сталях, вследствие чего
в них легко обнаруживается 6-раствор (см. рис. 493, а). Еще не вполне
выяснено, какое значение имеет образование такой смешанной структу-
ры. Это приводит к образованию микроэлементов, что, вообще говоря,
нежелательно с точки зрения коррозионной устойчивости, но может бла-
гоприятно влиять, например, на межкристаллитную коррозию и корро-
зию под напряжением (см. стр. 653, т. I.) Повышенное содержание
кремния может быть иногда полезным и в отношении сопротивления
точечной коррозии под действием хлоридов. Однако во многих других
случаях, например при воздействии азотной кислоты на литые стали 18/8,
введение кремния ухудшает коррозионную стойкость1. Имеющиеся
в литературе разногласия по этому вопросу большей частью объясняют-
ся тем, что недостаточно учитываются обстоятельства образования гете-
рогенной структуры.
В малолегированных строительных сталях повышенное содержание
кремния может повысить и сопротивление коррозии в естественных ус-
ловиях, особенно местной (см., например, табл. 65, 209 и 224). Однако и
в этих сталях улучшающее действие кремния проявляется не всегда,
причем нельзя высказать по этому поводу общих положений.
б. Стойкость против коррозии при высоких температурах
Кремний улучшает окалиностойкость. При нагреве ферросилиция
•с 45% Si цвета побежалости еще едва заметны при 500—600° С. В ста-
лях с 4% Si слой окислов, образовавшихся после нагрева до 800° С,
имеет исключительно высокое содержание кремнекислоты — до 50%-
1 Е A Schoefer Metals Handbook, Amei. Soc. Met., Cleveland, 1948, p. 549—553.
КРЕМНИЙ В СПЛАВАХ, СТОЙКИХ -ПРОТИВ КОРРОЗИИ
997
Этот богатый окисью кремния слой окалины является плотной пленкой
и может при известных обстоятелйствах покрывать металл тонкой обо-
лочкой -— явление, хорошо известное в производстве трансформаторной
стали с 4% Si 1- * 375). Окись кремния, так же как и окись хрома, обла-
дает хорошей стойкостью при высоких температурах. В рассматривае-
мых сплавах именно она и создает окалиностойкость. В настоящее вре-
мя еще не исследовано достаточно подробно, образует ли (и в какой
степени) кремний с железом, подобно хрому, очень плотную и прочно
пристающую пленку сложного окисла или же при более низких содер-
жаниях (2% Si) влияет на распределение вакансий в поверхностной
пленке. Не установлена также и температурная зависимость этого
влияния кремния. Значительное уменьшение содержания кремния в хро-
моникелевой стали (рис. 540) указывает, однако, на то, что кремний
принимает активное участие в образовании слоя окалины и в этих вы-
соколегированных сталях.
Благоприятное влияние кремния привело к его широкому исполь-
зованию в жаропрочных сталях (табл. 133, т. I). Под влиянием кремния
эти стали после прокатки приобретают относительно высокую прочность.
Достигнуть значительного снижения пределов прочности и текучести на
этих сталях можно лишь при медленном охлаждении с печью (табл. 215}.
Таблица 215. Механические свойства хромо кремнистомолибденовой стали
при различных способах охлаждения после отжига
Химический состав, % Режим отжига Способ охлаж- дения после отжига (от 720° С) Предел текучести Предел прочности Удлинение, % Сужение, %
С Si Мп Сг Мо Мн/м2 кПмм2 Мн]м* кГ/мм2
0,07 2,0 0,46 6,0 0,43 950° С, ох- лаждение на воздухе до 720° С Медленное Быстрое 330 520 33 52 560 650 56 65 31 26 73 75
Между тем иногда требуются низкие пределы прочности и текучести.
Примером могут служить трубы из жаростойких сплавов, которые долж-
ны завальцовываться в перегревательные камеры так, чтобы получилось
наиболее плотное соединение.
Тормозящее влияние кремния на диффузию углерода может быть
благоприятным для жаростойких сплавов, применяемых, например, для
цементационных ящиков, а также других деталей, которые могли бы
разрушиться из-за чрезмерного науглероживания. Поэтому в состав
таких, сплавов вводят 2—3% кремния. Кремний благоприятно влияет и
при воздействии газов, содержащих серу.
Малоуглеродистые сплавы с содержанием больше 6% Сг и более
2% Si являются уже полуферритными или ферритными. Лишь при более
высоком содержании углерода структура еще может полностью претер-
певать фазовук! перекристаллизацию. Независимо от этого критические
точки этих сталей всегда настолько сдвинуты вверх (850° С), что при
1 В Н. Fromm. Stahl u Eisen, 53, 1933, S. 326—328.
375) Богатый окисью кремния оксидный слой обладает хорошими диэлектрическими свойст-
вами и в последнее время эффективно используется в качестве электроизоляционного слоя на-
штамповках из трансформаторной стали вместо бумаги, окрашивания и т. п. См. об этом
доп. 386> на стр. 1009.
998
кремнистые стали
830—750° С в результате рекристаллизации может очень легко возникать
крупнозернистая структура (рис. 777). Это прежде всего происходит при
ковке или холодной деформации изделий больших сечений, в которых не
всегда удается избежать критической степени деформации.
Рис. 777. Рекристаллизация в хромокремиистоп
стали с G.4% С, 3% Si и 9% Сг. X 0,75
Рис. 778. Разрушение кремнистой пружинной стали при длитель-
ных нагрузках в результате обезуглероживания. X 160 (по Е. Ho-
udremont u. Н. Bennek. Stahl u. Eisen, 52 1932. S. 653—662]
Повышенная устойчивость против окисления является причиной того,
что кремнистые стали более склонны к обезуглероживанию при прокат-
ке, ковке и термической обработке, чем не содержащие кремния стали
(табл. 2)6). Так как кремний снижает скорость окисления, а следова-
тельно, и образования окалины в поверхностном слое, то увеличение
обезуглероживания в его присутствии вполне понятно. Это вредное
влияние кремния иллюстрирует рис. 778.
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
999
Таблица 216. Окалинообразование и обезуглероживание кремнистой
и марганцовистой пружинных сталей в результате 10-ч нагрева при 850° С*
Химический состав, % Потеря в весе вследствие окалино- образования г}ч-м3 Глубина обезугле- роживания (полное обезугл ероживание до феррита), мм
С Si Mn
0,47 1,54 0,56 38,4 0,51
0,53 1,54 0,61 41,5 0,55
0,35 0,32 1,75 76,0 0,00
0,60 0,37 1,73 75,8 0,00
* E. Houdremont u. H. Bennek. Stahl u. Eisen, 52 , 1932, S. 653-662.
5. Кремнистые стали
с особыми физическими свойствами
Значительные изменения магнитных свойств и электропроводности
железа при введении кремния обусловили применение железокремнистых
сплавов в качестве материалов с особыми физическими свойствами.
Рис. 779. Зависимость величины максимальной магнитной про-
ницаемости железокремиистых сплавов от содержания кремния;
обработка в магнитном поле [по М. Goettz. J. Appl. Phys.,
22, 1951, р. 964—965]:
а — нагрев 1000° С без магнитного поля (согласно Масумуто);
б — 1300° С, в водороде без магнитного поля; в — 1300Q С,
в водороде без магнитного поля и 700° С с магнитным полем.
Значения максимальной магнитной проницаемости даны в кгс/э
-Динамные и трансформаторные стали. Железокремнистые стали от-
носятся к магнитномягким материалам *, т. е. они могут в слабом поле
намагничиваться (имеЮт высокую магнитную проницаемость) и размаг-
ничиваться и обладают минимальными потерями энергии при перемагни-
чивании. Как видно из рис. 779 (кривые а и б), магнитная проницаемость
1 Обзор магнитномягких материалов приведен в работах Н. Fahlenbrach и. И7. Heister.
Stahl и. Eisen, 73, 1953, S. 1644—1652; Н. Fahlenbrach. Electrotechn. Z„ 76, 1955. S. 449—455.
woo
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
достигает наивысшего значения при 6,5% Si. Однако используются
в основном сплавы, содержащие до 4,5% Si, так как способность к про-
катке сплавов с более высоким содержанием кремния крайне ограни-
ченна.
Легкая размагничиваемость реализуется в том случае, если коэр-
цитивная сила вещества мала. Может быть показано *, что в разомкну-
той магнитной цепи (например, сердечники электромагнитов) остаточная
намагниченность тем меньше, чем меньше коэрцитивная сила материала.
Величина остаточной намагниченности 2 мало зависит от истинной оста-
точной индукции * 376). Присадка кремния к железу приводцт к уменьше-
нию коэрцитивной силы. Обычно коэрцитивная сила у техйическя чисто-
го железа составляет до 128 а/м (1,6 э), а у железокремнистых
(3—4% Si) сплавов 24 а!м (0,3 э).
От магнитно-мягких материалов, применяющихся в переменных
магнитных полях, требуются также малые потери энергии при перемаг-
ничивании. В этом отношении железокремнистые сплавы решающим
образом превосходят чистое железо и называются динамными и транс-
форматорными сталями. В чисто магнитные потери — так называемые
потери в железе или ваттные потери — входят:
а) потери на гистерезис, пропорциональные площади петли гисте-
резиса;
б) потери на вихревые токи (токи Фуко), которые возникают вслед-
ствие того, что изменения намагничивающего тока возбуждают в желез-
ных сердечниках ток обратного направления;
в) потери на последействие, возникающие за счет отставания (во
времени) намагничивания от внешнего поля;
г) остальные потери, причины которых (как например, гиромагнит-
ного резонанса) еще не вполне выяснены.
На вихревые токи теряется часть энергии тока, предназначенного
для намагничивания. Вихревые токи тем больше, чем ниже удельное
электросопротивление материала сердечника и чем толще материал.
Потери типа «в» и «г» оказываются заметными лишь в том случае, ког-
да потери на гистерезис и на вихревые токи достаточно малы.
Значение железокремнистых сплавов обусловлено, во-первых, тем,
что потери на гистерезис вследствие малой площади петли гистерезиса
в них малы, а во-вторых, тем, что в этих сплавах значительно уменьше-
ны потери на вихревые токи благодаря высокому удельному электри-
ческому сопротивлению. В результате того, что вихревые токи возраста-
ют пропорционально квадрату частоты, при возрастающей частоте доля
потерь на вихревые токи начинает преобладать над долей потерь на
гистерезис 377>.
1 В. Strauss, F. Stablein u. Н. Н. Meyer. Techn. Mitt. Krupp., 2, 1934, S. 98, 101 См. также
А. С. Займовский, В. В. Усов и Л. А. Чудновская. Металлы и сплавы в электротехнике, Госэнерго-
издат, 1957.
2 В данном случае речь идет «о кажущейся остаточной индукции», измеряемой в разомк-
нутой магнитной цепи с воздушным зазором и рассеянием. Прим. ред.
376) При одинаковой коэрцитивной силе кажущаяся остаточная индукция (см. Прим, ред.)
всегда тем меньше, чем меньше истинная остаточная индукция (измеряемая в замкнутой цепи).
Кроме того, величина кажущейся остаточной индукции зависит от коэффициента размагничивания,
определяемого формой магнитной цепи. Если коэрцитивная сила или остаточная индукция оди-
наковы, то кажущаяся остаточная индукция тем меньше, чем больше коэффициент размагни-
чивания. Если же два материала имеют разные значения и коэрцитивной силы и остаточной
индукции, то при большем коэффициенте размагничивания кажущаяся остаточная индукция мень-
ше у материала с более низкой коэрцитивной силой, а при малом коэффициенте размагничивания
она меньше у материала с более низкой остаточной индукцией (истинной).
377) При радиочастотах (измеряемых мегагерцами) и при намагничивании в импульсном ре-
жиме потери на вихревые токи составляют до 97—98% от полных потерь Это заставляет предъ-
являть особые требования к материалу.
кремнистые стали с особыми физическими свойствами
100Г
Из всех известных легирующих элементов кремний оказывает наи-
более сильное влияние на электросопротивление (рис. 780). Вследствие
этого потери «а вихревые токи при частоте 50 гц и толщине листа
0,35 мм изменяются следующим образом для нелегированного желе-
за они составляют 1,75 erf кг
2,28 вт/кг при Вмакс = 1,5 тл
(15000 гс); при введении
4% Si эти значения снижа-
ются соответственно до 0,16
и 0,38 вт/кг. Так как потери
на вихревые токи возраста-
ют пропорционально квад-
рату толщины, то все крем-
нистые стали для трансфор-
маторов и динамомашин
применяют в виде тонких
листов или лент. При часто-
те 50 гц эти стали исполь-
зуются в листах толщиной
0,35 мм, при которой дости-
гается наилучший компро-
мисс между потерями на
вихревые токи и экономич-
ностью производства. В вы-
при индукции Вмакс = 1 тл (10000 гс);
Рис. 780 Зависимость удельного электросопротивления (/>
и температурного коэффициента (2) электросопротивле
ния от содержания кремния [по Е. Gumlich. Wiss.
Abh. phys. techn. Reichsanst. Berlin, 4, 1918, S. 267—420;
und. M. G. Corson. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs..
80, 1928, p. 249—ЗОД-
/ — по Гумлиху; 2 — no Корсону
сокочастотном магнитном поле для уменьшения потерь на вихревые токи,
применяются листовые и ленточные стали толщиной до 0,05 мм 378*.
Рис. 781. Влияние кремния на магнит-
ное Насыщение железа
Для сердечников дина-
момашин и трансформато-
ров используются сплавы с
содержанием от 1 до 4,5% Si
(см. табл. 218, стр. 1008).
При увеличении содержания
потери на вихревые токи и на гистерезис. Минимум общих потерь дости-
гается при — 6,5% Si. Однако выяснение точной зависимости потерь от
Годы
Рис. 782. Уменьшение ваттных потерь про-
мышленных марок трансформаторной ста-
ли в течение последних десятилетий
кремния одновременно уменьшаются
1 О. Gumlich. Wiss. Abh. phys.— techn. Reichsants., Berlin, 4, 1918, S. 348—350.
378) В настоящее время для работы прн очень высоких частотах, когда вихревые токн иг-
рают решающую роль (см. доп. 377) иа стр. 1000), толщина ленты магнитномягкнх сплавов, в тог»
числе трансформаторной стали, доводится до I мкм.
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1003
симость магнитных свойств от кристаллографического направления, как
и в монокристалле. Одинаковая ориентировка кристаллов может быть
достигнута горячей или холодной деформацией, причем в последнем слу-
чае с применением рекристаллизационного отжига (см. стр. 203 и осо-
бенно стр. 494). У железокремнистых сплавов, как и у железа, ребро
куба является направлением наиболее легкого намагничивания
(рис. 784). Это означает, что намагничивающее действие оказывают
только те составляющие поля, которые совпадают с направлением век-
тора намагниченности в доменах, расположенного вдоль ребра куба *.
При увеличении содержания кремния величина энергии анизотропии
(см. стр. 75) уменьшается (рис. 783). Как было изложено на стр. 491,
на магнитные свойства, особенно на форму петли гистерезиса, можно
Рис. 783. Влияние содержания крем-
ния на энергию магнитной анизо-
тропии железокремннстых сплавов
[no L. Р. Tarasoff (Тарасов
Phys. Rev., 56, 1939, р. 1231—1240].
Ориентировка направлений: 1—[100];
2 — [НО]; 3 — другие ориентировки.
Не обозначенные точки — по дан-
ным Тарасова; Б — Бекк, вычисле-
ны Мак-Кеамом; П — Пети; Т,
Б —- Тарасов и Бнттер; В — Виль-
ямс; Ш — Шлехтвег
Рис. 784. Зависимость магнитной про-
ницаемости монокристалла железокрем-
нистого сплава с 3,85% (отожженного
в течение I ч при 1300° С в чистом
водороде) от намагничивания для на-
правлении: [100], [И0] и [И1] 1по
И. J. Williams. Phys. Rev., 52, 1937,
р. 747—751]
воздействовать применением охлаждения в магнитном поле. Таким пу-
тем можно значительно повысить магнитную проницаемость и железо-
кремнистых сплавов. Так, в монокристалле с 6,4% Si, выплавленном и
отожженном в идеальных условиях при намагничивании в направлении
ребра куба1 2, достигается максимальная проницаемость 4,5 тл (а/м)
{3,8-106 гс/э] вследствие образования прямоугольной петли гистерези-
са 3. Из рис. 785 видно, что и в технически чистом сплаве проницае-
мость может’быть увеличена путем охлаждения в магнитном поле. До-
стигаемое увеличение магнитной проницаемости в железокремнистых
сплавах, не имеющих определенной текстуры, при охлаждении в магнит-
ном поле показано на рис. 779 (кривая в). Аналогичного повышения маг-
нитной проницаемости4 * можно достичь путем отжига под механическим
1 Е. Крндорский. Phys. Rev., 53, 1938, р. 319—320; Доклады АН СССР, т. 18, 1938, стр. 325—
327; R Becker u. W. jDoring. Ferromagnetismus, S. 153, Berlin, 1939.
2 M. Goertz. J. Appl. Phys., 22, 1951, p. 964—965; См. также О. Грехов и П. Глушкова. Сталь,
№ 8, 1938, стр. 40—48.
3 Подробное объяснение этого приведено в работе Н. Fahlenbrach. Techn Mitt. Krupp, 13,
ul955, S 84—95.
Д. С. Шур и А. С. Хохлов. ЖЭТФ, т. 10, 1940, стр. 1113—1115.
1004
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
напряжением. Коэрцитивная сила, как и магнитная проницаемость,
различна для разных кристаллографических направлений.
Образование текстуры в результате деформации и отжига. Текстуру
можно наглядно представить с помощью так называемых полюсных фи-
гур ', показывающих частоту, с которой наблюдаются определенные
диагональ грани или, соответственно,
перпендикулярная к ней кристаллогра-
фическая плоскость, при определенном
положении относительно направления
прокатки или поперечном направлении
к оси прокатки.
Уже при горячей прокатке может
быть получена определенная тексту-
ра 1 2 3 4. Более выраженной текстура по-
лучается в том случае, если материал
будет подвергаться дополнительно хо-
лодной прокатке. Полюсная фигура
холоднокатаного листа с 4,61 % Si по-
казана на рис. 786, а; чем гуще штри-
направления решетки, например
Рис. 785. Кривые магнитной проницаемо-
сти в постоянном поле железокремнистого
сплава с 6,5% Si после охлаждения в маг-
нитном поле и без магнитного поля [по
Н. Fahlenbrach u. W. Heister. Stahi u.
Eisen, 73, 1953, S. 1644—1652]:
ховка, тем больше частота выхода на-
правлений диагоналей грани в данном
направлении прокатанного листа. Ме-
жду прочим, можно также заметить.
1 — с магнитным полем; 2 — без магнит-
ного поля
как концентрируются диагонали гра-
ней в направлении прокатки. Эта тек-
стура в общем того же типа, что и по-
лучающаяся при прокатке железа3. В процессе рекристаллизацион-
ного отжига при 860° С текстура прокатки переходит в текстуру рекри-
нп.
а
н.п.
Рис. 786. Полюсные фигуры плоскостей додекаэдра железокремнясгых лис-
тов с 4,61% [по С S. Barrett, G. Ansel a. R. F. Mehl. Trans. Amer. Inst.
Min. Met. Engrs , 120, 1936, p. 516—530]
a — после холодной прокатки co степенью обжатня 95%; б — после хо-
лодной прокатки с обжатием 95% и рекристаллизации ниже 860° С
сталлизации (рис. 786, б). При этом скопления диагоналей граней сме-
щаются до 17° от направления прокатки 4. Переход текстуры прокатки
1 См., например, В. Glocker. Materialpriifung mit Rontgenstrahlen, 3, Aufl.. Berlin, Got-
tingen, Heidelberg, Springer, 1949.
2 K. /. Sixtus. Physics, 6, 1935, p. 105—111
3 См. В. M. Gensamer a. R. F Mehl. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs , 120, 1936, p. 277—
292; F. Wever. Z. Phys., 28, 1924, p. 69—90.
4 C_ S. Barrett, G. Ansel a. ft. F. Mehl. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 125, 1937,
P 516—530.
кремнистые стали с особыми физическими свойствами
1005
в текстуру рекристаллизации происходит (см. стр. 209) в результате
преимущественного роста зародышей определенной ориентировки в за-
висимости от энергии деформации, различной в различно ориентиро-
ванных областях '. Путем многократной прокатки в холодном состоя-
нии с промежуточными отжигами удается получить еще и другие тек-
стуры. Так, если лист прокатать, отжечь его при 930° С, затем вновь
подвергнуть холодной прокатке с почти той же степенью обжатия (бо-
лее чем 50%) и окончательному отжигу при 1100°С, то получается тек-
стура, в которой в направлении прокатки ориентируется ребро куба,
тогда как после первой прокатки в этом направлении ориентировалась
диагональ грани (рис. 786). Такой способ двукратной прокатки с про-
межуточным отжигом обычно и применяется на практике381). При этом
ребро куба, являющееся направлением легкого намагничивания (см.
рис. 784), находится в направлении прокатки, в котором достигается
более высокая проницаемость. Такое сильное возрастание проницаемо-
сти было реализовано Госсом на промышленной трансформаторной
стали 1 2 (см. рис. 64). Однако следует иметь в виду, что такой лист
в разных направлениях имеет различные свойства (см. рис. 173). На-
пример, в направлении прокатки Ию = 0,55 4-0,6 вт/кг, а в поперечном
направлении Со = 1,6 вт/кг, тогда как лист, не обладающий текстурой,
имеет ваттные потери 1,15 вт/кг.
Кроме описанного метода, имеется еще так называемый метод про-
катки крестом (направление прокатки после каждого прохода или после
нескольких проходов изменяют на 90°). Этим методом также могут быть
получены текстуры 3.
Целесообразно несколько более подробно проследить за процесса-
ми при рекристаллизации путем изучения магнитных свойств. Пластин-
ка из испытуемого материала, подвешенная на проволоке в магнитном
поле, имеет тенденцию при медленном повороте магнитного поля в плос-
кости пластинки устанавливаться своим направлением легчайшего на-
магничивания в направлении поля. При этом возникает крутящий мо-
мент 4, который можно измерить по углу поворота подвесной системы.
Листы, не обладающие текстурой, во всех направлениях имеют одина-
ковый крутящий момент. Для листов с текстурой получается определен-
ная зависимость крутящего момента от направления поля по отношению
к направлению прокатки (рис. 787). Крутящий момент равен нулю
в наиболее благоприятном и в наиболее неблагоприятном в магнитном
отношении направлениях. Знак крутящего момента на рис. 787 выбран
таким образом, что благоприятное направление располагается с той сто-
роны, где крутящий момент проходит через нуль с положительным на-
клоном касательной; нулевое значение крутящего момента для небла-
гоприятного направления соответствует отрицательному наклону каса-
тельной.14з рис. 787 видно, что в холоднокатаном состоянии направление
прокатки неблагоприятно в магнитном отношении. Следует отметить, что
кривая, относящаяся к рекристаллизованному состоянию, имеет несколь-
ко наиболее благоприятных и наиболее неблагоприятных направ-
лений.
1 См , например, В F. Decker a D Harker., J Appl Phys , 22, 1951, р 900—904
SSI) Текстура, получаемая после такой обработки, называется ребровой текстурой или тексту-
рой Госса (см выше)
2 Н Н Meyer u. Н Fahlenbrach Techn Mitt, Krupp , Techn. Ber., 7, 1939, S 123—132. ,
3 G U assermann Texturen metaihscher Werkstoffe, S. 93, Berlin, 1939.
4 Крутящий момент возникает вследствие нормальной составляющей намагниченности Ме-
тодика изучения текстуры ферромагнетиков с помощью крутильного прибора была разработана в
СССР Н С Акуловым П р н м р е д
1006
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
Изучая непрерывное изменение хода кривых (рис. 787) крутящего
момента холоднокатаной ленты при ступенчатом повышении температу-
ры отпуска, можно составить представление о природе процесса рекри-
Рис. 787. Крутящий момент в магнитном поле образцов железо-
кремнистого сплава с 3,2% Si после холодной прокатки со степенью
обжатия 60%:
1 — после нагрева при 720° С, I ч\ 2 — после холодной прокатки
что каждой степени деформации соответствует такая температура отпу-
ска, при которой крутящий момент проходит через нуль и, следовательно,
материал становится практически изотропным. Это обстоятельство,
важное для физического пред-
ставления о процессе рекристал-
лизации, означает, что трактовка
различий в полюсных фигурах на
рис. 786, а и б как результата
простого поворота кристаллитов
лишь формально соответствует
данным рентгеновского исследо-
вания. Действительный процесс
в материале ни в коей мере не со-
стоит в постепенном повороте
кристаллической решетки. Тот
факт, что при определенной сту-
пени отжига проходится макро-
скопически изотропное состояние,
означает тесную связь между ха-
рактером образующейся тексту-
ры и распределением и видом де-
фектов кристаллического строе-
ния. На такого рода связь уже-
указывалось, в частности, при
описании вопросов рекристалли-
зации и дефектов кристаллическо-
го строения. Вопрос о том, каков-
характер изменения крутящего-
момента при определенной текстуре 1 2, здесь более подробно не рассмат-
ривается, так как он имеет больше теоретический интерес. Для моно-
кристаллов было установлено, что по изменению крутящего момента
1 По результатам неопубликованных опытов Н. Mussmann u. Н. Schlechtweg. См. также-
L. Р. Tarasov [Л. П. Тарасов!. Trans. Amer. Inst. Mln. Met. Engrs., 135, 1939, p. 353—375.
2 H. Mussmann и. H. Schlechtweg. Ann. Phys., 38. 1940, S. 215—231; Techn. Mitt. Krupp...
Forschungsber., 3, 1940, S. 223—233.
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1007
можно непосредственно, без помощи рентгеновского анализа, опреде-
лить ориентировку кристаллической решетки, а также и энергию маг-
нитной анизотропии '•1 2.
Зависимость магнитных свойств от степени чистоты по примесйм.
При производстве кремнистых электротехнических сталей важнейшее
значение имеет неблагоприятное влияние углерода. Вначале считалось,,
что вследствие высокого содержания кремния (4—4,5% Si) углерод вы-
деляется в форме графита. Это оказалось неверным, так как при содер-
жании меньше 0,1% углерод находится в форме карбида. Поэтому чрез-
вычайно важно уже при производстве стали снизить содержание углеро-
да до минимума. Вследствие того, что кремний уменьшает скорость
окисления железа, при нагреве под прокатку (обычно до 1200—1300° С)
происходит сильное обез-
углероживание наружных
поверхностей. Поэтому
удается получить катаный
лист с 0,02—-0,03% С да-
же в том случае, если сли-
ток содержал 0,08% С.
Уменьшение содержания
углерода до тысячных до-
лей процента (0,006%) и
удаление других примесей
приводит к дальнейшему
уменьшению потерь, как
это следует из рис. 789
для отжига в водороде.
Вредное влияние цемен-
тита тем меньше, чем
сильнее происходит коа-
гуляция его кристалли-
Рис. 789. Влияние температуры н продолжительности отжи-
га на ваттные потери 4%-ной кремнистой стали прн отжиге
в упаковке и в атмосфере водорода [по М. v. Moos,
W. Oertel u. R. Scherer. Stahl u. Eisen, 48, 1928» S 477—485J
ков. Сера, азот, хром, медь382) и марганец, подобно углероду и кислоро-
ду, вредно влияют на магнитные свойства. Азот, кислород и в неболь-
шом количестве сера могут быть частично удалены в результате отжи-
га в водороде при высоких температурах (выше 1000°С); низкое содер-
жание серы, хрома, меди и марганца должно быть обеспечено уже при
производстве стали. Следует также иметь в виду возможность возник-
новения ликвации вследствие присутствия этих элементов.
Для достижения максимального коэффициента заполнения в сердеч-
никах требуется исключительная чистота поверхности листов трансфор-
маторной и динамной сталей.
Задача отжига электротехнической стали состоит в том, чтобы пу-
тем максимального снижения внутренних напряжений и уменьшения де-
фектов строёния снизить коэрцитивную силу [до 4—24 а!м (0,05—0,3 э)
при 2,5—4% Si] и, следовательно, ваттные потери.
1 Н. Schlechtweg, Ann. Phys., 27, 1936, S. 573—596; H. Mussmann u. H. Schlechtweg. Ann..
Phys., 32, 1938, S. 290—300; Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., I, 1938, S. 161—166.
2 См. также L. R Blake. Brit. J. Appl. Phys., 5, 1954, p 99—104.
382) Медь практически не влияет до предела ее растворимости при комнатной температуре на
индукцию и потери в средних и сильных полях [23]. но магнитную индукцию в слабых полях
(Во»оог — Вi) она ухудшает, начиная уже с 0,1% [82]. Положительное влияние медн заключается
в повышении стойкости против атмосферной коррозии. Однако это влияние меди сказывается уже
при содержании ее в количестве -~0,2% А так как 0.2% Си содержится в стали почти всегда, то
вводить ее для повышения коррозионной стойкости дополнительно нет смысла Однако считать
медь вредной примесью наравне с углеродом, азотом, хромом и т. п. нет оснований. Все же
вопрос этот требует дальнейшей проверки.
1008
кремнистые стали
Нарушения правильного кристаллического строения — искажения
решетки — локализуются прежде всего на границах зерен. Поэтому
крупнозернистые листы должны иметь лучшие магнитные свойства, чем
мелкозернистые, при условии одинаковой текстуры и одинаковой степе-
ни чистоты. Очевидно, однако, что трудно получить одинаковую тексту-
ру в крупнозернистом и в мелкозернистом материалах и особенно труд-
но рассчитывать на одинаковый характер дефектов строения (для по-
следних в настоящее время вообще нет еще объективного критерия и
метода оценки). Поэтому неудивительно, что вопрос о влиянии величи-
ны зерна до сих пор является спорным *. Часто, действительно, наблю-
дается улучшение магнитных свойств при увеличении размера зерна.
Однако так как при очень крупном зерне уменьшаются вязкость и со-
противление изгибу, во многих случаях не рекомендуется стремиться к
излишнему увеличению размеров зерна 383>.
Любая холодная обработка является причиной увеличения потерь на
гистерезис вследствие повышения коэрцитивной силы (рис. 162). Поэто-
му должны быть, по возможности, полностью сняты напряжения, вы-
званные холодной обработкой. Уже при горячей прокатке листов и лент
наиболее тонких размеров неизбежна известная степень холодной де-
формации и остаточные напряжения. После безукоризненной термиче-
ской обработки листов из мягкой кремнистой стали достаточно уже резки
ножницами или высечки в штампах без последующего отжига, чтобы
вызвать увеличение ваттных потерь. Поэтому после прокатки, штампов-
ки и т. п. желательна термическая обработка для снятия по возможности
всех напряжений. В табл. 218 сопоставляются ваттные потери после
лрокатки, отжига и после резки 1 2.
Таблица 218. Ваттные потери 4%-ной кремнистой
трансформаторной стали в различном состоянии
Состояние стали Ваттные потерн Vlo вт/кг
После прокатки ~3
Отожженная ~1,1
Нарезанная на полосы шириной 30 мм .... ~1,2
Выбор температуры отжига и скорости охлаждения производят та-
ким образом, чтобы кристаллиты по возможности не имели дефектов и
чтобы ни в коем случае не было вредного для магнитных свойств выде-
ления дисперсных фаз. В определенных случаях цель отжига — получе-
ние желаемой текстуры.
Оптимальная температура отжига определяется содержанием крем-
ния. Сплавы с 2% Si и меньше, которые еще претерпевают фазовые пре-
вращения, целесообразно отжигать при температурах ниже фазовых
1 См также данные О v Auwers Gmelins Handb d. anorg Chemie, 8, Aufl., System № 59,
Eisen, Teil D., Berlin, 1936, S 13—45, где, однако, не дается однозначного решения этого вопроса.
383) Влияние величины зерна на магнитные свойства в настоящее время никак нельзя считать
спорным Конечно, в зависимости от условий получения крупного зерна его положительное влия-
ние может оказаться ослабленным нлн пеоекрытым другими, отрицательно влияющими фактора
мн Иногда приходится считаться и с тем, что при крупном зерне пластичность и вязкость стали
ниже Но все это — самостоятельные факторы, которые не могут ставить под сомнение влияние
самой величины зерна на магнитные свойства Отечественными исследованиями последних лет по-
казано, что магнитные свойства зависят также от формы доменов (областей спонтанного намаг-
ничивания) в зернах, меняющейся прн изменении толщины листа
2 Вредное влияние резки н штамповки проявляется только в сравнительно узких штампов-
ках, в зубцах фигурных штамповок нт д Прим ред
КРЕМНИСТЫЕ стали с особыми физическими свойствами
1009
превращений. Необходимая величина зерна в этом случае может быть
достигнута путем подбора степени конечной деформации и температуры
отжига. Во многих случаях после горячей деформации сталь подвергает-
ся холодной деформации со степенью обжатия 5—10% и последующему
отжигу при 750—780° С. Повышение температуры отжига выше крити-
ческих точек в большинстве случаев приводит к увеличению ваттных
потерь, так как происходит нежелательное измельчение структуры
и, кроме того, структурные составляющие, растворяющиеся в у-железе,
в частности карбиды, при последующем охлаждении могут снова выде-
литься в неблагоприятной форме. Сплавы, не претерпевающие превра-
щений, можно подвергать отжигу
пример сплав с 4% Si при
950° С, и при этом получать
наиболее благоприятные свой-
ства.
Структура сплавов, не пре-
терпевающих превращений,
подчиняется только законам
рекристаллизации. Диаграмма
рекристаллизации (рис. 790)
показывает влияние темпера-
туры отжига для стали с 4%
Si. При производстве таких
сталей в целях получения не-
которой крупнозернистости
очень часто также применяют
холодную прокатку с обжати-
ем 5—10%, являющимся кри-
тическим для роста зерна *• 384).
Необходимая для этого
пластичность достигается толь-
ко при температуре 250—
350°С 335\ Наблюдаемое на
рис. 789 увеличение ваттных
потерь при температурах 'выше
950° С следует объяснить вред-
ным влиянием атмосферы от-
жига. Магнитные свойства при
повышении температуры отжи-
га сверх 1000° С улучшаются,
при более высоких температурах, на-
woo
ООО
800
г 7оо
§ ООО
| 500
ООО
§
§ 300
200
1ОО
Степень дерорнацаи, 7.
Рис. 790. Диаграмма рекристаллизации 4%-ной
кремнистой стали (по М. о. Moos, Р. Oberhol-
fer u. 97. Oertel. Stahl u. Eisen, 48, 1928, S. 393—
403]
однако только в том случае, если отжиг происходит в водороде, иначе
вследствие загрязнения стали в атмосфере печи при высоких темпера-
турах магнитные свойства могут ухудшиться 386). В этой связи следует
1 Успешность такой обработки определяется величиной допуска по толщине листа до 5—
10%-ного обжатня. При большой разнотолщннности горячекатаного листа эффект может стать
обратным. П р н м. ред.
384> Однократная и двукратная холодная прокатка с критической степенью деформации перед
конечным отжигом используется в настоящее время и для получения малотекстурованной тран-
сформаторной с га ли {83].
38Б) Поэтому текстурованная стал1», для получения которой необходима Двойнаи холодная
прокатка с большими степенями обжатия, обычно содержит только 3—3,3°/'о Si.
386) Путем нагрева в водяном паре, кислороде, воздушной среде при низкой температуре (на-
пример, около 6509 С, 1 ч) в последние годы получают на штамповках из трансформаторной
стали оксидный изоляционный слой, который по сравнению с другими способами изолирования
(прокладывание бумагой, покрытие лаком, окрашивание) способствует увеличению коэффициента
заполнения н обеспечивает изолирование торцов. Прн таком оксидировании в большинстве слу-
чаев магнитные свойства в переменных полях улучшаются настолько, что оказывается возможным
исключить операцию отжига (для снятия иаклепа) [84].
64 Э. Гудремон, т. II
1010
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
упомянуть также о значительном повышении начальной проницаемости
технических железокремнистых сплавов в результате отжига их в чи-
стом водороде при 1300° С *> 387).
Такое влияние атмосферы отжига на магнитные свойства ясно вид-
но из рис. 789. По данным исследования В. С. Меськина и Ю. М. Марго-
лина 1 2, влияние водорода составляется из двух накладывающихся
и противоположно направленных процессов. С одной стороны, поглоще-
ние водорода увеличивает коэрцитивную силу, ваттные потери и умень-
шает магнитную проницаемость, с
Рис. 791. Температурная зависимость магнит-
ной проницаемости (прн различной напря-
женности поля) и последействия обмотанного
сердечника из кремнистой стали с 3% Si и
0,01% С (гиперм 5); толщина листа 0,10 мм (по
Я. Fahlenbrach u. Е Houdremont. Arch. Eisen
huttenw., 25, 1954. S 377—381]
другой стороны, отжиг в водороде
уменьшает вредное влияние погло-
щенного кислорода, способствует
обезуглероживанию, удалению серы,
азота и других веществ. При нор-
мальных, принятых в промышленно-
сти, условиях охлаждения водород
полностью удаляется, так что в ито-
ге сохраняется только полезный эф-
фект.
Явления последействия. Для маг-
нитных свойств важнейшим эффек-
том отжига в водороде несомненно
является обезуглероживание, веро-
ятно, в результате образования
СО—СО2. Кислород, необходимый
для этой реакции, может достав-
ляться окалиной или содержащейся
в водороде влагой. Если водород
будет хорошо очищен, то из-за недо-
статка кислорода улучшение маг-
нитных свойств может оказаться
меньшим. Обезуглероживание при
отжиге особенно увеличивает на-
чальную проницаемость. Изменение
проницаемости с температурой нор-
мально характеризуется, как это
видно из рис. 791, для максималь-
ной проницаемости увеличением ее при повышении температуры почти
вплоть до точки Кюри. В слабых полях [при Н = 0,4 а/м (5- 10-3 э)
проницаемость при Н = 1,6 а/м (20 • 10~3 э) проницаемость ц2о] на-
блюдаются две температурные области (между —50 и +150° С и ме-
жду 300 и 600°С), в которых проницаемость имеет аномально низкие
значения. Как видно из рис. 791, именно в этих областях наблюдается
сильное увеличение магнитного последействия, измеряемого уменьше-
нием проницаемости (ръ) во времени после размагничивания (в %)-
Это последействие называется рихтеровским последействием. Если про-
1 F. Paw lek. Arch. Eisenhiittenw., 16, 1942, 43, S. 363—366.
S87) При высокотемпературном отжиге в среде, подобной водороду, может сказаться положи-
тельно н сама высокая температура и среда. В специально поставленном исследовании [44] эти
два фактора были разделены и было отчетливо показано, что в повышении магнитных свойств-
важную роль играет химически активная среда, причем ее роль возрастает с повышением темпе-
ратуры отжига, особенно выше 1100—1150° С (увеличивается скорость днффузнн удаляемых при-
месей). В этой же работе было показано, что высокотемпературный отжнг в вакууме эффектив-
нее, чем в водороде
2 W. S. Messkin u J. М Margolin [В. С. Меськин и Ю. М. Марголин]. Arch. Eisenhiittenw v
6, 1932—1933, S. 399—405.
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1011
Температура отпуска, °C
Рис. 792. Зависимость начальной
магнитной проницаемости
— 0,5 мтл = 5 гс) кольцевого
сердечника из кремнистой стали
с 3% Si от температуры нагре-
ва в воздухе для оптимальных
выдержек [пой. Fahlenbrach и.
Е. Houdremont. Arch. Eisenhtit
tenw., 25, 1954, S. 377—381]
ницаемость в слабых полях измерять сразу же после мгновенного на-
магничивания и размагничивания, то они будут вести себя нормально,
как и максимальная проницаемость.
Эта аномалия наблюдается и на железе, содержащем малые коли-
чества углерода и азота (см. стр. 82). Так как использованный в дан-
ном случае гиперм 5 содержал около 0,01% С, возникло последействие ’.
Часть образцов из этих сплавов, подвергавшихся отжигу * 2 при 1300° С
в чистом электролитическом водороде, благодаря своей высокой чистоте
по углероду и азоту, не показала этой аномалии при комнатной тем-
пературе. В результате многочасового отжига железокремнистых спла-
вов с 0,01 % С при 400—800° С в воздухе произошло значительное уве-
личение начальной проницаемости, обусловленное снижением рихтеров-
ского последействия; оптимум, вероятно, находится в интервале от 550
до 700° С (рис. 792). Эти данные указыва-
ют также на повторное обезуглерожива-
ние3- 388>.
Аномалия магнитной проницаемости
между 300 и 600° С не изменяется при §
уменьшении содержания углерода. Подоб- |
ные аномалии встречаются в определенных
температурных интервалах у всех магнит-
номягких сплавов4 и нуждаются еще в
подробном изучении 5.
Практические режимы термической об-
работки. Листы из кремнистой динамкой и
трансформаторной стали подвергают тер-
мической обработке в настоящее время
большей частью в пакетах, реже отдельны-
ми листами в методических печах 389). От-
жиг в пакетах требует особой тщательно-
сти. При укладке листов в большие пакеты
требуется продолжительное время на прогрев всей стопы до температу-
ры отжига. В этом случае наружные листы, естественно, будут нахо-
диться при температуре отжига более длительное время, чем внутрен-
ние, а поэтому трудно будет достичь абсолютной равномерности свойств
во всей стопе (см. рис. 789). Охлаждение необходимо производить по
точно установленному графику. Так, например, для листов с 3—5% Si
рекомендуется следующий режим отжига: нагрев до 450° С со скоро-
стью 45° С/ч, затем до 760° С со скоростью 30° С/ч и, наконец, до 900° С
’ II. H. Meyer и. H. Fahlenbrach. Techn. Mitt. Krupp., Techn. Ber., 7, 1939, S. 123—132.
2 F. Pawlek. Arch. Eisenhiittenw., 16, 1942—1943, S. 363—366.
3 H. Fahlenbrach и. E. Houdremont. Arch. Eisenhiittenw., 25, 1954, S. 377—381.
388) В настоящей работе [44] показано, что повторный нагрев («отпуск») железокремннстых
сплавов прн ^750° С в вакууме после огжнга прн высоких и весьма высоких температурах значи-
тельно улучшает их магнитные свойства, что частично может быть объяснено удалением избы-
точного растворенного водорода и дополнительным обезуглероживанием. Однако прн отпуске
(с нагревом в разных средах) протекают, по-виднмому, н другие процессы, обусловливающие
улучшение свойств этих сплавов.
4 Наиболее вероятным объяснением является аномальный ход констант магнитной анизотро-
пии н магнитострикции в функции температуры, а также, по-вндимому, связанное с этим и тол-
щиной листа изменение формы доменов Прим ред.
5 Н. Fahlenbrach. Naturwiss., 32, 1944, S. 302—303; Ann. Phys., 2, 1948, p. 355—369.
389) На новых, особенно больших, заводах в последние годы все шире используют печн не-
прерывного действия для промежуточного и обезуглероживающего отжига холоднокатаной и длл
окончательного отжига рулонной электротехнической стали. Применяются н горизонтальные, и
вертикальные (башенные) печн непрерывного действия, но более широкое распространение полу-
чают башенные печи, так как онн значительно боолее производительны н удобны (в смысле рас-
положения в цехе). Для окончательного высокотемпературного отжига в вакууме вместо колпа-
ковых также получают распространение многозонные высоковакуумные печн непрерывного дей-
ствия [85, 86].
64*
1012
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
Таблица 219. Магнитномягкие сплавы
Материал Основные легирующие элементы Плотность, г/см? Удельное электросо- противление, МКОМ м Средние значения проиииае- 5 мости при п
SW=20 вто=1ооо
Гиперм 0 Чистое железо 7,86 0,12 300 450 2500
Динамная сталь (лента) . . Гиперм 1 Т* Гиперм 3 Гиперм 4 Т* Гиперм 4 0,5-3,5% Si 2,5—4% Si 2,5—4% Si 2,5-4% Si 7,55 7,55 7,55 7,55 7,55 0,50 0,50 0,50 0,50 0,50 56 280 550 300 84 560 1400 950 790 ЗОЮ 5050 5600
Гиперм 5 Т* 2,5-4,0% Si 7,55 0,50 400 1400 10000
Гиперм 7 Т* Гиперм 7 2,5-4% Si 7,55 7,55 0,50 0,50 — 2000 —
Гиперм 20 20% Cr 5% Al 7,2 1,4 750 750 1850
Гиперм 36 36% Ni 8,15 0,65 2000 2400 5600
Гиперм 50 Гиперм 50 Т* 50% Ni 8,25 8,25 0,45 0,45 3350 3950 14000
Гиперм 766 Кольцевые сердечники . . . 76% Ni 5% Cu 8,6 0,53 28000 29800 45000
Гиперм (максимум) .... На кольцевых сердечниках 79% Ni 5% Mo 8,7 0,53 100000 — —
Гиперм Со35 Гиперм Со50 * Текстурованные матери 35% Co 50% Co алы 8,1 8,2 0,10 0,4 190 200 340 370 720 J1500
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
101»
типа гиперм и их свойства
Максималь- ная прони- цаемость Индукция, соответ- ствующая |1накс U20 Коэрцитивная сила
тл кгс получаемые зна- чения гарантируемые значения
а'м э а/м э
6200 0,8 8 — 32—120 0,4—1,5 <120 < 80 < 56 < 40 <1,5 <1,0 <0,7 <0,5
4800 0,7 7
14000 0,6 6 — 64 0,8 — —
11200 14000 0,7 0,7 7 7 1600 1950 32 0,4 —. —
— — — — 12 0,15 24 0,3
19600 0,7 7 2000 16 0,2 — —
— — — 1800 4,8 0,06 — —
2150 0,2 2 800 40 0,5 — —
14000 0,5 5 — 8 0,1 24 0,3
28000 0,5 5 9000 4,8 0,06 8 0,1
— — —“ — — — — —
60000 — — |15 = 28000 0,8 4,8 0,01 0,06 <4,8 <0,06
300000 — — — 0,48 0,006 — —
2050 1,2 12 128 2,6
5700 1,0 10 96 1,2
/014
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
Материал Индукция (постоянный ток)
5 10 25 50
Постоянный ток
тл кгс тл кгс тл кгс тл кгс
Гиперм 0 1,38 13,8 1,5 15,0 1,64 16,4 1,72 17,2
Динамная сталь (лента) . . . Гиперм 1 Т* Гиперм 3 Гиперм 4 Т* Гиперм 4 1,35 1,47 1,30 1,47 1,30 13,5 14,7 13,0 14,7 13,0 1,55 1,55 1,40 1,55 1,40 15,5 15,5 14,0 15,5 14,0 1,70 1,70 1,48 1,70 1,48 17,0 17,0 14,8 17,0 14,8 1,80 1,80 1,57 1,80 1,57 18,0 18,0 15,7 18,0 15,7
Гиперм 5 Т* 1,54 15,4 1,60 16,0 1.75 17,5 1,83 18,3
Гиперм 7 Т* Гиперм 7 1,54 1,30 15,4 13,0 1,60 1,40 16,0 14,0 1,75 1,48 17,5 14,8 1,83 1,57 18,3 15,7
Гиперм 20 — — 0,5 5,0 0,8 8,0 —- —
Гиперм 36 1,24 12,4 1,25 12,5 1,30 13,0 1,30 13,0
Гиперм 50 Гиперм 50 Т* 1,28 1,50 12,8 15,0 1,45 1,50 0 >1,41 14,5 15,0 5 ав » ) тл, 1,50 1,50 акс/с.и г. е. 1( 15,0 15,0 000 гс 1,50 1,50 15.0 15,0
Гиперм 766 (кольцевые сердечники) . . . 0,78 7,8 0,80 8,0 0,80 8,0 0,80 8,0
Гиперм (максимум) (кольцевые сердечники) . . . — — — — — — — —
Гиперм Со35 Гиперм Со50 1,27 1,73 12,7 17,3 1,54 1,96 15,4 19,65 1,88 2,17 18,8 21,75 2,11 2,27 21,1 22,7
Текстурованные материалы.
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1015
Продолжение табл. 219
прн ав,см Индукция насыщения Ваттные по- тери VJ0, вт/кг, при толщине листа 0,35 мм Область применения
100 300 тл кгс
Постоянный ток
тл кгс тл кгс
1,86 18,6 2,05 20,5 2,15 21,5 1,6 Реле
1,93 1,93 1,70 1,93 1,70 19,3 19,3 17,0 19,3 17,0 2,00 2,00 2,00 2,00 2,00 20,0 20,0 20,0 20,0 20,0 2,00 2,00 2,00 2,00 2,00 20,0 20,0 20,0 20,0 20,0 1,5 0,9 0,8 0,75 Т рансформаторы Передатчики » Измерительные трансформато- ры, передатчики
1,95 19,5 2,00 20,0 2,00 20,0 0,55 То же
1,95 1,70 19,5 17,0 2,00 2,00 20,0 20,0 2,00 2,00 20,0 20,0 0,7 Реле, измерительные транс- форматоры, передатчики
— — — 1,15 11,5 — Высокочастотные трансформа- торы
1,30 13,0 1,30 13,0 1,30 13,0 171о=0,60 14=0,18 Реле, передатчики
1,50 0,50 15,0 15,0 1,50 1,50 15,0 15,0 1,50 1,50 15,0 15,0 Vlo=0,50 14=0,15 Реле, экраны магнитных уси- лителей Контактные выпрямители
0,80 8,0 0,80 8,0 0,80 8,0 14=0,07 14=0,025 Реле, передатчики, экраны
— — — — — — — Импульсные трансформаторы, широкополосные передатчики, магнитные усилители
2,23 2,30 22,3 23,0 2,28 2,34 22,8 23,4 2,40 2,35 24,0 23,5 Полюсные наконечники Телефонные мембраны
1016
КРЕМНИСТЫЕ СТАЛИ
со скоростью 20° С/ч; при температуре отжига (900° С) листы выдержи-
вают в течение 4 ч, затем охлаждают до 550° С со скоростью 10°С/«.
При нормированном таким образом охлаждении устраняется возмож-
ность выделения во вредной форме примесей, растворенных при
высоких температурах. На современных широколенточных прокатных
станах можно изготовлять динамную и трансформаторную сталь в виде
ленты самой большой ширины. Ленту отжигают в проходной печи, при-
чем возможно регулирование зоны нагрева и зоны охлаждения. При
необходимости обезуглероживания отжиг производят в токе водорода в
колпаковой отжигательной печи или в вакууме.
Возможность достижения высоких магнитных и электрических
свойств привела к тому, что кремнистые электротехнические стали на-
ходят все более широкое применение в различных областях техники.
Во многих случаях кремнистыми сталями удается заменить дорогие
железоникелевые сплавы с высокой магнитной проницаемостью 390>.
Отдельные примеры магнитномягких материалов и их области при-
менения представлены в табл. 219.
Влияние кремния на другие физические свойства. На основании то-
го, что кремний прежде всего начали применять в магнитномягких
материалах, пришли к выводу, что в сталях для постоянных магнитов
его присутствие будто бы вредно. Однако, как уже было показано в об-
щей части, кремний улучшает прокаливаемость сталей без увеличения
количества остаточного аустенита и позволяет повысить остаточную ин-
дукцию и устойчивость против старения хромистых сталей для постоян-
ных магнитов (см. табл. 115). Однако, как известно, значение мартен-
ситных магнитных сталей в последние годы значительно снизилось.
Как следует из рис. 780, при увеличении содержания кремния умень-
шается температурный коэффициент электросопротивления. Происходит
это потому, что уже исходное сопротивление кремнистых сплавов (при
комнатной температуре) велико391) (см. также разделы «Хромистые
стали» и «Никелевые стали»). Вследствие того что кремний повышает
также и жаростойкость, увеличение его содержания в сплавах сопротив-
ления желательно также и для повышения их коррозийной стойкости.
6. Влияние кремния
при производстве и обработке стали
Очень трудно даже кратко изложить значение применения кремния
в металлургии. Выше уже говорилось о том, какое количество тепла
получается в результате окисления кремния при основном и кислом про-
цессах производства стали. Теплота связи между кремнием и железом
весьма велика и поэтому становится заметной уже при сравнительно
небольших количествах кремния, вводимых в стальную ванну. Однако
это проявляется лишь в том случае, когда для присадки применяются
сплавы с высоким (около 90% Si) содержанием кремния, в котором
теплота связи железа и кремния почти не использована. При выплавке
трансформаторной и динамной стали с введением кремния в ковш, как
39°) Для работы в сильных полях (где требуются большие значения индукции) пригодны
только кремнистые стали, так как железоникелевые сплавы и особенно высоколегированные имеют
значительно более низкое насыщение, чем железокремиистые.
391> Кремний в повышенном количестве вводится и в железоникелевые сплавы (пермаллой)
главным образом с целью дополнительного повышения их удельного электросопротивления и
уменьшения потерь на вихревые токн (рометалл, 50НХС, 80НХС и др.).
ВЛИЯНИЕ КРЕМНИЯ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
1017
это практикуется в мартеновском производстве, можно хорошо наблю-
дать это повышение температуры стали. Иногда тепло, выделяющееся
при введении кремния в железо, используют для облегчения самого про-
цесса плавления, например при получении кислотоупорных сплавов с вы-
соким содержанием кремния, но прежде всего процесса разливки.
Восстановление кремния, происходящее в условиях кислой футеров-
ки печи или при кислом материале тигля, наблюдалось давно и приме-
нялось в металлургии.
Как раскислитель кремний обладает свойством образовывать в ста-
ли очень тонкие суспензии кремнекислоты. Поэтому в целях получения
более легко отделяющихся продуктов раскисления часто применяют для
раскисления смесь марганца и кремния, лучше в соотношении 2 : 1. В от-
дельных случаях в эту смесь вводят алюминий в количестве 50% от
содержания кремния.
При всех реакциях, вызывающих выделение слишком мелкодис-
персных продуктов, надо считаться с тем, что выделения тем мельче,
чем осторожнее даются присадки. Поэтому введение избытка кремния
в предварительно слабо раскисленную сталь более благоприятно для
окончательного продукта, чем осторожное введение ферросилиция в бо-
лее или менее успокоенную ванну 392 393>.
Кремнистую сталь практически можно выплавлять в печи любого
типа. Электротехническую сталь с малым содержанием примесей лучше
всего выплавлять в электропечи, однако и в мартеновской печи при
тщательном ведении процесса можно достичь хороших результатов 393).
Повышение температуры ванны при введении в нее высокопро-
центного ферросилиция позволяет вводить кремний непосредственно’
в ковш и притом в больших количествах, что дает возможность изготов-
лять высококремнистую сталь бессемеровским, а также и томасовским
способом. В последнем случае необходимо тщательное отделение шлака,
чтобы не происходило обратного перехода фосфора в металл. Напротив,
для выплавки стали с содержанием кремния ~0,3%, которую обычно-
изготовляют спокойной, следует предпочесть мартеновские печи.
Необходимо упомянуть также свойство кремния способствовать де-
сульфурации. С этой целью кремний применяют при выплавке стали
в индукционных печах при основных шлаках; при выплавке в дуговых
электропечах этот процесс ведут под карбидным шлаком. Связь между
процессом восстановления кремния и содержанием серы в чугуне имеет
решающее значение для десульфурации в доменной печи при основных
шлаках. При разливке кремнистых сталей следует учитывать, что крем-
ний способствует выделению газов, вследствие чего получается большая
усадочная раковина, которую можно устранить, принимая специальные
меры (увеличение прибыльной части и т. д.) 394>.
О трудностях, возникающих при дальнейшей обработке, упомина-
лось уже ранее.
392> В отечественном исследовании [87] было показано, что сталь, выплавленная в основных
печах, в которую кремний вводился после предварительного раскисления ее углеродом, алюми-
нием, марганцем, обладает малой склонностью к необратимой и обратимой отпускной хрупкости и
к трещинообразованию прн закалке, пониженной прокаливаемостью и некоторыми другими специ-
фическими особенностями. Это имеет важное практическое значение и, в частности, используется
при получении стали .пониженной прокаливаемости для деталей, подвергающихся поверхностной
закалке.
393> В настоящее время прн выплавке в мартеновских печах с применением кислорода, прн
дополнительном обессеривании в ковше и проведении других мероприятий можно получить транс-
форматорную сталь, почти равноценную по магнитным свойствам стали, выплавленной в элек
тропечах [88 н др.].
354> В настоящее время для трансформаторной стали в крупном производственном масштабе
(напрнмер, на Новолипецком металлургическом заводе) осуществляется непрерывная разливка.
J018
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
При сварке в зависимости от ее способа влияние кремния, содер-
жащегося в основном материале, проявляется в различной степени.
В случае сварки давлением (горновая или кузнечная сварка и сварка
водяным газом) при содержании кремния более 0,2% свариваемость
затрудняется, если металл не содержит при этом большого количества
марганца. При газовой сварке (с расплавлением) повышенное содержа-
ние кремния тоже действует отрицательно, так как ухудшается жидко-
текучесть сварной ванны. В обоих случаях решающим для сварки мо-
жет быть характер образующихся шлаков, что также объясняет улуч-
шающее влияние марганца, который образует легкоплавкие силикаты.
При содержании кремния до 0,6% обычно не встречается затруднений
при электродуговой сварке, хотя и в этом случае поведение стали при
сварке в общем тем лучше, чем ниже содержание кремния. Это означа-
ет, что кипящая сталь сваривается лучше, чем сталь такой же прочно-
сти, но успокоенная кремнием. При высоких содержаниях кремния (вы-
ше 0,6%) часто возникают трудности и при дуговой сварке. Однако еще
не выяснено, следует ли приписывать эти трудности только наличию
кремния.
Точно так же из соображений лучшей жидкотекучести сварочная
проволока для газовой сварки, не обладающая повышенным содержа-
нием марганца, должна иметь возможно более низкое содержание крем-
ния. В стали, применяемой в качестве голых электродов для электро-
сварки, всегда нежелательно присутствие кремния, так как он способ-
ствует разбрызгиванию металла. Только для электродов с обмазкой,
проволока которых имеет повышенное содержание марганца, допустимо
содержание кремния до 0,3%. Эти данные о свариваемости справедли-
вы главным образом для обычных нелегированных присадочных мате-
риалов. В легированной стали влияние кремния может в значительной
степени перекрываться действием других легирующих элементов заь).
К. Алюминий в стали
1. Общая часть
При выплавке стали алюминий является активным раскислителем
и его применяют при изготовлении почти всех сортов спокойной стали.
Вследствие сильного сродства к азоту алюминий одновременно действу-
ет как дезазотизатор, а вводимый в количестве до нескольких процентов
является легирующим элементом. Влияние алюминия на свойства стали
различно при действии его как раскислителя и дезазотизатора и в каче-
стве легирующего элемента. Алюминий, подобно кремнию, способствует
графитизации. И вообще эти легирующие элементы дополняют друг
друга в отношении влияния на окалиностойкие и магнитно-мягкие спла-
вы и могут во многих случаях заменять один другой.
а. Система железо — алюминий
На рис. 793 представлена система железо-—алюминий. Она подоб-
на системе железо — кремний (см. рис. 761), однако алюминий сильнее
суживает у-область, замыкая ее при -—1150° С и 1% А1. Гетерогенная
395> По нашим исследованиям [5], кремний как легирующий элемент в стали значительно сла-
бее других элементов, в частности хрома и марганца, способствует повышению твердости в око
лошовной зоне, как это и должно быть в соответствии с относительным влиянием этих элементов
«на прокаливаемость стали
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО —АЛЮМИНИИ
1019
« + у-область не нанесена вследствие своей очень малой протяженности.
Все же можно различать сплавы ферритные, полуферритные и сплавы,
полностью испытывающие превращения. В области от 1300° С и до ком-
натной температуры сплавы, содержащие до 30% А1, имеют структуру
«-раствора. При более высоком содержании алюминия образуются
(рис. 793) следующие фа-
зы:
1)|-фаза, соответ-
ствующая соединению
FeAl2;
2) трфаза, которой
можно приписать форму-
лу Fe2Al5;
3) 6-фаза, соответ-
ствующая соединению
FeAl3;
4) е-фаза, которой не
может быть приписан оп-
ределенный стехиометри-
ческий состав; фаза ста-
бильна лишь в интерва-
ле 1240—1100° С.
В области твердого
раствора с концентра-
цией до 20% А1 обра-
зуются сверхструктуры.
На это указывает уже
худшая деформируе-
мость сплавов с содержа-
нием больше 10% А1. В
интервале 550—600° С об-
разуется сверхструктура
Fe3Al. Это характеризует-
ся изменением ряда фи-
зических свойств *: удель-
ной теплоемкости1 2, точ-
Рис. 793. Диаграмма состояния железо—алюминий [по
W. L. Fink a. L. A. Willey. Metals Handbook, Amer. Soc.
Met. Cleveland, 1948, p. 1161]:
<*H — неупорядоченная немагнитная a-фаза; <*м — неупо-
рядоченная магнитная a-фаза; — упорядоченная не-
магнитная фаза Fe3AI; ос2Н — упорядоченная немагнитная
фаза Fe3Al
ки Кюри и электросопро-
тивления (рис. 809). Точка Кюри для упорядоченной структуры ни-
же, чем для неупорядоченной (рис. 794). Было бы ошибочно рассмат-
ривать это как гистерезис точки Кюри. Образование сверхструктуры вы-
является и по изменению периода решетки (рис. 795). Сплавы с содер-
жанием от 10 до 20% А1 характеризуются в упорядоченном состоянии
почти постоянным периодом решетки, но он продолжает возрастать,
если сплавы быстро охлаждать (закаливать) от 600—1000° С, т. е. когда
они находятся в неупорядоченном состоянии. Однако при 14% А1 пери-
од решетки вновь уменьшается до значения для упорядоченной фазы.
Дальнейшее возрастание периода решетки при содержании алюминия
свыше 20% не связано с существованием неупорядоченного а-раствора,
на что указывает различный наклон отдельных участков кривой на
рис. 795. Скорее всего в этой области концентрации образуется
1 W. D. Bennet. J. Iron Steel Inst., 171, 1952, p. 372—380.
2 H. Sato. Sci. Rep. Res. Inst. Tohoku Univ., A, 3, 195i, p. 13—23.
1020
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
сверхструктура типа FeAl *. Она образуется при более высоких тем-
пературах из сверхструктуры Fe3Al. При этом области существования
обеих сверхструктур перекрываются, но сверхструктура Fe3Al более ста-
бильна, вследствие чего ниже 500—600° С наблюдается только эта фаза.
Появление двух сверхструктур типа АВ и АВ3 теоретически возможно
в случае сильного взаимодействия ближайших соседних атомов в решет-
ке, что и наблюдается в сплавах железо—алюминий1. Наблюдаемые
при появлении упорядоченного состояния нарушения в изменении пе-
риода решетки железоалюминие-
вых сплавов в зависимости от со-
держания алюминия объясняют-
ся значительным различием раз-
меров атомов железа и алюми-
ния. Это различие служит причи-
ной и того, что на процесс упо-
рядочения могут сильно влиять
0,290k
0,2900
0,2812
0,2868
0,286k
0,2660
0,2896
0,2892
0,288k
£
| 0,2880
4 0,2816
Рис. 795. Зависимость периода кристаллической
решетки железоалюминневых сплавов от содер-
жания алюминия [по А. 1, Bradley а. А И.
Lay. J. Iron Steel Inst., 125, 1932, p. 339—36i]
Содержание алюниния”/*
Рнс. 794. Влияние содержания алюминия на
температуру магнитного превращения желез-
ных сплавов [по С. Sykes а. Н. Evans. J.
Iron Steel Inst., 131, 1935, p. 225—247; см. так-
же Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 968—969]
51
напряжения. Поэтому при измерении внутреннего трения в сплавах с
14—16% А1 при 475°С наблюдается небольшой максимум1 2. Следует
отметить, что образование сверхструктуры тоже может считаться фазо-
вым превращением 3’396>.
б. Сплавы железо — алюминий — углерод
Полной тройной диаграммы состояния железо—алюминий — угле-
род в настоящее время еще не существует. Поэтому здесь может быть
описано только принципиальное влияние алюминия на поведение ста-
ли 4. При введении углерода в железоалюминиевые сплавы у-область
расширяется. Однако по сравнению со сплавами, содержащими карби-
дообразующие элементы, это влияние невелико. Так, например, в стали
с 0,3% С и 1,1% А1 имеется непревращенный феррит. Таким образом,
сплавы железо — алюминий — углерод принципиально можно разделить
на ферритные, полуферритные и на сплавы, полностью претерпевающие
1 И. Sato. Sei- Rep. Inst. Tohoku Univ., A, 3, 1951, p. 13—23.
2 C. A. Wert. J. appl. Phys. 16, 1955, p. 640—641.
3 F. N. Phines a. J. B. Newkirh. Trans. Amer. Soc. Met. 45, 1953, p. 1029—11055.
39б> В сплавах железо — алюминий (и железо —хром — алюминий) впервые наблюдалось и
К-состоянне.
4 Е. Houdremont u. Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 1, 1938. S. 139—156.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО — АЛЮМИНИЙ — УГЛЕРОД
1021
превращение. При введении алюминия растворимость углерода в у-фазе
уменьшается. Соответственно этому эвтектоидная точка смещается к бо-
лее низким содержаниям углерода. При увеличении содержания алю-
миния точки Ai и А3 повышаются, но заметного увеличения гистерезиса
не наблюдается (рис. 796). Не существует систематических исследова-
ний влияния алюминия на кинетику аустенитного превращения. Для
-стали с 0,5% С и 1,0% А1 было найдено *, что устойчивость аустенита
в области перлитного превращения мало возрастает по сравнению с уг-
леродистой сталью. Превращение в промежуточной области лишь слабо
выражено отдельным максимумом превращения. Остается пока не вы-
ясненным, изменяет ли алюминий положение мартенситной точки 397).
Нельзя также заметить влияния алюминия на превращение в сталях
°——° Ас, о——о Ar, ----о Ас3 —о Аг3 по Вилптонетрическин кривым
•——•Ас, •——*Аг, х--------А2 •-—• Ас3 —• Аг3 по кривым на приборе Саладена
Содержание алюминия, °/°
Рис. 796. Изменение положения критических точек в сталях с различным содержанием уг-
лерода в зависимости от содержания алюминия [по Е. Houdremont u. Н. Schrader,
Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 1, 1938, S. 139— i56]
с хромом и молибденом. Алюминий при содержании до 1%, вероятно,
не увеличивает количества остаточного аустенита.
Вследствие суживания у-области рекристаллизация а-раствора
в алюминиевых сталях может протекать при более высоких температу-
рах, чем в углеродистых. Таким образом, для алюминиевых сталей спра-
ведливы те же положения относительно крупнозернистости как следствия
рекристаллизации и роста зерен, что и для кремнистых сталей (см.
стр. 973).
Согласно исследованиям Хультгрена и др.* 2, карбид железа в рав-
новесном состоянии практически не растворяет алюминия. Результаты,
полученные при анализе карбидов, выделенных из стали после превра-
щения в промежуточной области 400° С, ненадежны из-за их значитель-
ной дисперсности. В этом случае содержание алюминия в карбидах
должно соответствовать его среднему содержанию в стали. При отпуске
после закалки алюминиевые стали ведут себя в общем так же, как
и углеродистые.
Так же как и в чугуне, в стали алюминий увеличивает склонность
к образованию черного излома 3. В углеродистой или в молибденовых
•сталях уже вследствие сильного раскисления их алюминием значительно
A. Hultgren u. MUarb. Jernkont. Ann., 135, 1951, p. 403—482; Rev. Mdt. 50, 1953, p. 373—760;
Kungl. Svenska Vetenskapsakad. Handl, 4. Ser., 4, № 3, Stockholm, 1953.
397> По данным советских исследователей [150], алюминий повышает мартенситную точку и
соответственно уменьшает количество остаточного аустенита.
2 .4. Hultgren. Jernkont. Ann. 135, 1951, р. 403—482; Rdv. Met. 50, 1953, p. 737—760; Kungl.
Svenska Vetenskapsakad. Handl. 4, Ser. 4, № 3, Stockholm, 1953.
3 £. Houdremont u. H. Schrader. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 1, 1938, S. 139—156.
1022
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
усиливается 1 склонность к графитообразованию при длительном нагре-
ве в районе 450—650° С, например в пароперегревательных трубках. Это
справедливо и для высокоуглеродистых сталей 1 2. При раскислении алю-
минием может также значительно связываться азот и поэтому умень-
шаться стабильность карбида железа. Процесс графитообразования
можно подавить, присаживая хром в количестве ~0,5% или больше,,
а также вводя титан, ванадий, ниобий 1 (см. стр. 355).
Хотя в сталях с обычным содержанием углерода алюминий до 1%
не является карбидообразующим элементом, имеется ряд указаний на>
то, что при высоких содержаниях алюминия и углерода в сплаве обра-
зуются алюминиевые или железоалюминиевые карбиды. В системе алю-
миний— углерод обнаружено два карбида: А14С3 и А19С3 3. В чугуне-
Рис. 797. Зависимость величины вторичного зерна и содержания азота в выделенном осадке стали
от температуры отжига (длительность отжига 30 мин) [по К. Born u. W. Koch. Stahl и. Eisen,
72, 1952, S. 1268—1277]-
1, 2 — вторичное зерно (листы А и В); 3 — лист В, N2 в осадке
Лист Содержание элементов, %
с Si Мп А’осщ Мгобщ
A B 0,12 0,12 0,18 0,19 0,46 0,46 0,005 0,030 0,005 0,005
при высоком содержании алюминия (9—18%) усиливается склонность
к отбеливанию 4. В сплавах железо — углерод — алюминий с высоким
содержанием алюминия наблюдается хрупкая ферромагнитная фаза,
которая, по данным Кейля и Юнгвирта 5, может рассматриваться как
карбид алюминия. Состав этой фазы, по данным Мораляs, Fe3Al 4-
+ 4% С. Указанная формула наводит на мысль, что речь идет о карби-
де, образовавшемся из упорядоченного а-раствора в результате насы-
щения его углеродом. При алитировании стали с высоким содержанием
углерода, по данным Баукло и Боке 6, появляется карбид А14С3, кото-
рый быстро разлагается во влажной атмосфере.
При низких содержаниях алюминия его влияние как легирующего
элемента обычно перекрывается гораздо более сильным воздействием
его как раскислителя и дезазотизатора. Это проявляется, во-первых,,
в том, что уменьшаются изменения свойств, на которые влияет азот, осо-
бенно склонность к старению (см. стр. 1105), во-вторых, в том, что при
возрастании содержания алюминия структура остается мелкозернистой
до очень высоких температур (рис. 293). Борн и Кох доказали, что этот
эффект определяется в первую очередь нитридом алюминия, образую-
щимся в результате взаимодействия алюминия с азотом. Влияние частиц
окисла алюминия не может считаться установленным. Из рис. 797 вид-
1 Н. J. Wtester. Arch. Eisenhiittenw., 22, 1951, S. 177—184.
2 G. IE. Smith, J. A. McMillan a. E. J. Dulis. Trans. Amer. Soc., Met. 43, 1951, p. 692—717.
3 O. Ruff u. E. Jellinek. Z. anorg. allg. Chem., 97, 1916, S 312—336; A Metchsner u _
W. A Roth. Z. Electrochem., 40, 1934, S. 19—26.
4 О. V. Keil u. O. Jungwirth. Arch. Eisenhiittenw., 4, 1930, 1931, S. 221—224.
5 F. R. Morall. J. Iron Steel Inst, m. 130, 1934, p. 419—428.
6 W. Baukloh u. IE. Boke. Arch. Eisenhiittenw., 12, 1938—1939, S. 345—347,
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО — АЛЮМИНИЙ — УГЛЕРОД
1023
но, что в стали, сильно раскисленной алюминием (сталь В), по мере
повышения температуры отжига одновременно с уменьшением количе-
ства азота в осадке происходит снижение температуры начала роста
зерна. Это вызвано тем, что выше определенной температуры (примерно
1000° С) тормозящее действие нитридных частиц на рост зерна ослабе-
вает. Этим объясняется тот факт, что сильно успокоенная алюминием
мелкозернистая сталь (сталь В) нечувствительна к перегреву только до
этой температуры.
При температурах выше 1060° С уже нельзя отметить влияния алю-
миния на величину зерна, как это наблюдается, например, в крупно-
зернистой стали (сталь А), слабо успокоенной алюминием 398>.
Рис. 798. Влияние алюминия на прокаливаемость
сталей с 1% С
Рис. 799. Влияние алюминия на чувстви-
тельность к перегреву сталей с 1% С, оце-
ненное по границе прокаливаемости [цо>
Е. Houdremont u. Н. Schrader. Stahi и.
Eisen, 56, 1936, S. 1412—1422]
Из рис. 798 видно, что до 0,1% А1 прокаливаемость стали сильно
уменьшается вследствие измельчения зерна и зародышевого влияния
нитрида алюминия. В дальнейшем прокаливаемость вновь возрастает
и достигает при закалке с 800° С или выше значений для стали без алю-
миния. Как видно из рис. 799, при содержании свыше 0,5% благопри-
ятное влияние алюминия на чувствительность стали к перегреву не про-
является и сталь становится крупнозернистой, а прокаливаемость уве-
личивается.
Серия опытов показала* 1, что прокаливаемость стали (с 1% С),
выплавленной в вакууме, возрастает при увеличении содержания алю-
миния. Одновременно сталь сравнительно чувствительна к перегреву.
При выплавке в азоте уже малые присадки алюминия делают сталь не-
чувствительной к перегреву вследствие образования нитридов алюминия;
одновременно уменьшается глубина закаленного слоя. При выплавке на
воздухе заметное влияние алюминия на прокаливаемость наблюдалось
лишь при наибольшей из присадок алюминия, так как часть алюминия
расходовалась на связывание кислорода. Отсюда можно заключить, что
азот в соединении с алюминием оказывает значительно большее влия-
ние на чувствительность к перегреву и на величину зерна, чем кислород.
3S8> После повышения определенной температуры, очевидно температуры растворения нитри-
дов, в стали с добавкой алюминия зерно растет даже сильнее, чем в стали без алюминия.
См также Прим. ред. иа стр. 1024.
1 Е. Houdremont u. Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 1, 1938, S. 139—136.
1024
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
Это подтверждается на примере бессемеровской стали, отличающейся
повышенным содержанием азота: эта сталь нечувствительна к перегреву.
Способность алюминия уменьшать чувствительность к перегреву уже на
протяжении нескольких десятилетий используют в производстве мелко-
зернистых сталей.
Мелкозернистость стали в процессе ее изготовления обеспечивается
в настоящее время главным образом введением алюминия, если не учи-
тывать влияния специальных карбидов и нитридов других элементов.
Алюминий вводят или в ковш после предварительного раскисления ста-
ли, или в печь Однородность продукции может быть достигнута при
Плавка В
к 0.09
0,06
0J03
1
one
100
i»i
ЩЦВ
Плавка Cs
величинах
зторично
го зерна
>Предел
текучесть
f,' ..
1400 о—^ПреОел
* у гпркнчрп
<
5JZ7 g
290 *
37 0
0 0,3 0,0 ОС/ 0 0.3 0,75 1.2
Присадка алюминия, кг/ h стали
Рис. 800. Величина вторичного зерна и предела текучести
в зависимости от количества связанного алюминия в двух неле-
гироваиных сталях (плавка В ’ 0,23% С; 0,45% Si; 0,67% Мп;
0,008% N2 и 0,024% О2; плавка Cg : 0,15% С; 0,25% Si; 0,53»/о Мп;
0,008% N2 и 0,021«/о О2) [по К. Born u. W. Koch. Stahl и. Ei-
sen, 72, 1952, S. 1268—1277]
условии, если на предварительных стадиях металлургического процесса
поддерживались точно постоянными скорость фришевания, температура
процесса плавления и т. д.
Появляющиеся при раскислении стали алюминием мелкодисперсные
нитриды алюминия повышают также предел текучести и отношение пре-
дела текучести к пределу прочности. Это повышение механических
свойств, так же как и мелкозернистое строение, снова устраняется, если
частицы нитридов при повышении температуры нагрева растворяются
в аустените (см. рис. 797). Важную роль играет температура горячей
деформации: так, например, ковка при высоких температурах частично
или полностью препятствует повышению предела текучести даже при
последующем нормальном отжиге. При избыточном количестве металли-
ческого алюминия предел текучести в соответствии с влиянием алюми-
ния на чувствительность к перегреву вновь снижается (рис. 800).
Мелкозернистость и дисперсное распределение нитридов алюминия
уменьшает склонность к разрушению путем отрыва. В частности, тем-
пература перехода из вязкого состояния в хрупкое снижается при увели-
чении содержания азота, связанного алюминием 1 2. С этим согласуются
данные о том, что томасовская сталь, успокоенная алюминием, в общем
случае обладает очень высокой вязкостью 3.
1 Установлено, что в большинстве используемых в промышленности машиностроительных
мартеновских сталей оптимальное содержание алюминия при раскислении для получения мелко-
зернистого строения составляет около 400 г(т жидкой стали. При превышении этого количества в
стали может обнаруживаться аномальный рост зерна при нагреве. Прим, р е д.
2 G. W. Geil. N. L. Carwile а. Т. С Digges. J. Res. Nat. Bur. Stand, 48, 1952, Stahl u. Eisen,
73, 1953, p. 48—49.
3 H. Kornfeld Arch. Eisenhiittenw., 25, 1954, S. 61—70.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗО — АЛЮМИНИИ — УГЛЕРОД
1025
Свойства крупнозернистой и мелкозернистой стали сравнительно
мало различаются после улучшения. В цементуемых сталях, которые
применяются в закаленном состоянии, присадка алюминия до 0,5% из-
мельчает зерно и улучшает пластические свойства, особенно поперечное
сужение и ударную вязкость (рис. 801). Стали, содержащие алюминий,
ведут себя при отпуске подобно углеродистым. В сталях для глубокой
вытяжки, успокоенных алюминием, при нагреве
выделяются нитриды алюминия, вслед-
ствие чего сохраняется вытянутость зе-
рен (см. рис. 175). Только путем перекри-
сталлизации можно вновь получить
структуру с беспорядочно ориентирован-
ными зернами 399’. Таким образом, и при
рекристаллизации заметно тормозящее
действие нитридных частиц на рост кри-
для рекристаллизации
Рис. 802. Влияние алюминия иа обез-
углероживание сталей с 1% С [по Е.
Houaremont. u. Н. Schrader. Techn.
Mitt. Krupp Forschungsber., 1, 1938,
S 139—156]
Рис 801 Влияние алюминия иа механические свойства
сердцевины цементуемых сталей fno Е Houdremont и.
И. Schrader. Techn. Mitt. Krupp Forschungsber., 1, 1938,
S. 139—156]
сталлов. Тофауте и Львовский * на стали, сильно успокоенной алюми-
нием и подвергнутой отжигу после критической степени деформации,
наблюдали уменьшенную скорость роста зерна. Исследованиями Гаутт-
мана2 наблюдения Тофауте не подтвердились. Поскольку в опытах
Тофауте йовое растяжение и рекристаллизация после предварительного
критического растяжения и рекристаллизации при 700° С вызывают зна-
чительное усиление роста зерна, можно заключить, что и в данном
случае имеют значение форма и распределение нитридов.
Глубина обезуглероживания (рис. 802) при малых содержаниях
алюминия снижается, а затем возрастает. По-видимому, на обезуглеро-
живание оказывает влияние лишь то количество алюминия, которое
находится в твердом растворе после связывания азота. Поэтому в таких
сталях, как и в кремнистых (см. стр. 998), вследствие уменьшения
"J См доп 60) на сто 210
1 II* * * 7 Fofaute u. V. Lwowski. Techn. Mitt. Krupp , 4, 1936, S 66—74, Stahi u. Eisen, 56, 1936,
S. 1148—1150.
7 H, Hauttmann. VOEST — Jahrbuch, 1950-1951, S. 37—60.
65 Э. Гудремои, т. П
1026
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
склонности к окалинообразованию усиливается обезуглероживание.
К этому следует добавить, что крупнозернистые стали вследствие влия-
ния границ зерен более склонны к обезуглероживанию, чем мелкозерни-
стые *.
в. Система железо — никель — алюминий
Железоникельалюминиевые сплавы приобрели особое значение
в технике благодаря их широкому применению в качестве мощных по-
стоянных магнитов. Здесь речь идет о сплавах, состав которых охваты-
вает некоторую зону вокруг концентрации FezNiAl. Первые наблюдения
сделал Мисима 1 2, обнаруживший в сплавах с 15—35% (по массе) Ni
ч 8—17% (по массе) А1 чрезвычайно высокую коэрцитивную силу
48 ка/м (до 600 э) при остаточной индукции 0,5—0,8 тл (5000—8000 гс).
Коэрцитивная сила этих сплавов оказалась настолько выше, чем у ра-
нее применявшихся магнитных материалов, что пришлось создавать для
них новые измерительные установки 3.
Первые исследования системы железо — никель — алюминий были
проведены Кестером 4. Более поздние исследования показали хорошее
соответствие с фазовыми границами, установленными в его работе;
в определенной области концентраций из a-фазы, устойчивой при высо-
ких температурах, при охлаждении могут выделяться кристаллы
у-раствора. Высокую коэрцитивную силу Кестер объяснил выделением
мелкодисперсных частиц у-раствора. Киути 5, как и Брэдли и Тэйлор 6>.
связывал ее с упорядочением а-раствора. Даннель7 в известном отно-
шении объединил обе точки зрения.
Позднее Брэдли снова изучил эту систему. Приводимые на рис. 803
изотермические сечения показывают, что область гетерогенности между
а- и у-растворами расширяется по мере понижения температуры. Спла-
вы, близкие по составу к FegNiAl, при высоких температурах находятся
в области а-раствора. При понижении температуры может выделяться
у-фаза. Особо следует отметить, что в изотермическом сечении при
1150° С появляется область а + а' (а'-упорядоченная фаза NiAl), кото-
рая сильно расширяется при понижении температуры и при 750° С уже
занимает большую часть системы (рисъ 803, д). Еще Сноек8 9 предполо-
жил, что появление сверхструктуры NiAl может вызвать высококоэрци-
тивное состояние. На рис. 803 не нанесена мало интересующая нас об-
ласть богатых алюминием сплавов.
На основании своих исследований Брэдли защищает точку зрения,
что высокая коэрцитивная сила этих сплавов обусловлена упорядочени-
ем в а-растворе8. Гейденрайх и Несбитт, напротив, показали, что она
связана с выделением фазы с гранецентрированной решеткой 10 (см.
стр. 1037).
1 D. И. Rowland а. О. Upthegrove. Trans. Amer. Soc. Met, 24, 1936, p. 96—125; T. Swinden u.
G. R. Bolsover. Stahl u. Eisen, 56, 1936, S. 1113—1124.
2 T. Mishima, Ohm., 19, 1932, p. 353; Stahl u. Eisen, 53, 1933, S. 79; IP. S. Messkin u. В. E. So-
min [В. С. Меськин n Б. E. Сомин]. Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934—1935, S. 315—318; F. Potzguter.
Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 853—860.
3 F. Slablein u. Steinitz Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934/35, S. 549—554; G. Nitsche u. /. Pfaffen-
berger, VDE — Fachber., 9, 1937, S. 185—188; H. Neumann. Arch. Eisenhiittenw., It, 1937—1938,
S. 483—496.
4 IF. Koster. Stahl u. Eisen, 53 1933, S. 849-856.
5 S. Kiuti. Rep. Aeron. Res. Inst. Tokio Univ., i3, 1938, p. 555—581; реферат см. Chem.
Zbl., 1939, I. S. 2565.
6 A. J. Bradley a. A. Taylor. Nature, bond., 140, 1937, p. 1012—1016; Proc. Roy. Soc., A, 16&
1938, p. 353—375.
7 IF. Dannohl. Arch. Eisenhiittenw., 15, 1941—1942, S. 321—330 u. 379—387.
8 J. L. Snoek. Physica, 6, 1939. p. 321—331.
9 A. I. Bradley. J. Iron Steel Inst, 171, 1952, p. 41—47.
10 R. D. Heidenreich a. E. A. Nesbitt. J. Appl. Phys., 23, 1952, p. 352—365 u. 366—371.
АЛЮМИНИЙ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1027
Рис. 803. Изотермические сече-
ния трехкомпоиеитной системы
железо — никель — алюминий [по
A. J. Bradley. J. Iron Steel, 163,
1949, р. 19—30; 168, 1951, р. 233—
2441
2. Алюминий в инструментальных
и конструкционных сталях
Алюминий как легирующий элемент нашел применение только
в быстрорежущих сталях (см. стр. 850). Азотируемые стали с алюмини-
ем рассматриваются в основном как конструкционные.
В то же время конструкционные стали представлены рядом марок,
содержащих алюминий. Алюминий слабо влияет на величину предела
текучести и предела прочности стали в кованом и отожженном состоя-
ниях, что вполне согласуется с влиянием его на превращения в нелеги-
рованных сталях при закалке и отпуске. Удлинение при увеличении
65*
1028
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
содержания алюминия снижается в связи с переходом в чисто феррит-
ную область. Алюминий несколько повышает прочность стали после
улучшения. Однако возможность точного сопоставления отсутствует, так
как содержащую алюминий сталь подвергают улучшению при более
высоких температурах, что может перекрыть влияние легирующего эле-
мента. Представление об этом влиянии дает рис. 805 (см. выше). Про-
каливаемость легированных алюминием сталей, определенная по мето-
ду торцовой закалки, снижается, несмотря на повышенную температуру
закалки (рис. 804). В конструкционные стали, которые должны быть
нечувствительными к старению, алюминий вводят в количествах, обес-
печивающих полное раскисление и дезазотизацию. Необходимое для
этого количество алюминия зависит от вида плавки и от порядка за-
Расстояние от охлаждаемого торце, нм
'(стр. 1105). На повышение предела текучести алюминием указывалось
выше (см. стр. 1023).
Малые присадки алюминия для получения мелкого зерна могут
влиять в дальнейшем, например, на чувствительность к образованию
трещин при сварке (см. стр. 437). Обработка на мелкозернистость сни-
жает как склонность к образованию горячих сварочных трещин, т. е.
к образованию межкристаллитных трещин вследствие красноломкости
при автогенной сварке тонких листов, так и чувствительность к сварке,
т. е. склонность к образованию межкристаллитных трещин от напряже-
ний в тяжелых сварных конструкциях, особенно при больших сечениях.
При наличии склонности к образованию сварочных трещин перво-
степенное значение имеет полнота связывания кислорода. Эта склон-
ность усиливается с возрастанием содержания серы (см. стр. 1187).
В связи с этим можно предположить, что введение алюминия препятст-
вует взаимодействию оксидных и сульфидных включений и поэтому
затрудняет развитие красноломкости.
Уменьшение чувствительности к хрупкому разрушению вследствие
образования мелкозернистой структуры стали и сниженная склонность
к старению сказываются не только в отношении возникновения надрьь
вов под влиянием сложно-напряженного состояния, но и в отношении
распространения уже имеющихся надрывов. Кроме того, алюминий
снижает закаливаемость при закалке с обычных температур. Однако
ДЛЮМИНИЙ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1029
это влияние алюминия не имеет значения, так как зона термического
влияния простирается до точки плавления и закаливаемость («подкали-
ваемость») вблизи сварного шва едва ли может измениться ’.
Склонность-к отпускной хрупкости при введении алюминия не умень-
шается 400>. Подтверждением этому может служить тот факт, что для
уменьшения отпускной хрупкости азотируемых сталей, содержащих
хром, в их состав также необходимо вводить молибден, несмотря на
наличие 1 % А1 (см. стр. 329).
Азотируемые стали. Сильное сродство алюминия к азоту привело
к широкому его применению в качестве легирующего элемента в азо-
тируемых сталях (см. раздел «Азот», стр. 1119). Стали, содержащие
алюминий, вследствие образования нитрида алюминия характеризуются
высокой твердостью на поверхности и высоким сопротивлением истира-
нию. Для получения максимальных значений этих свойств при азотиро-
вании достаточно иметь в стали 1,0—1,5% А1.
Такие стали обладают очень хорошей вязкостью. При выплавке их
необходимо только следить за тем, чтобы в процессе разливки в резуль-
тате реакции с кислородом воздуха не образовалось больших количеств
включений окиси алюминия, которые могут привести к ухудшению меха-
нических свойств стали в поперечном направлении. При проведении
улучшения следует путем подбора условий стремиться к получению
структуры, не содержащей феррита. На рис. 805 представлены диаграм-
мы улучшения азотируемых сталей применяемых на практике марок.
Особое воздействие оказывает алюминий в азотируемой стали, со-
держащей никель (2—3% Ni, 1% Сг и 0,8—1% А1). В этих сталях после
закалки с 850—880° С в масле и отпуска при 600—650° С во время азо-
тирования наблюдается повышение твердости и в сердцевине изделия,
не подвергающейся азотированию 1 2 С этим связано некоторое сниже-
ние вязкости (рис. 806). На основании хода кривых зависимости твер-
дости от длительности отпуска это повышение твердости рассматрива-
лось как результат дисперсионного твердения. Однако диаграмма со-
состояния сплавов железо — никель — алюминий не дает оснований утвер-
ждать, что в рассматриваемой области сплавов может происходить
дисперсионное твердение. Напротив, упорядочение в a-фазе по Брэдли
и Тейлору (стр. 1026) наблюдается в сплавах, близких по составу к ука-
занной азотируемой стали. Так как упорядоченная фаза имеет иной
состав и период решетки, чем основная фаза (см. стр. 1038), то здесь
мы имеем дело с повышением твердости вследствие процесса упорядо-
чения.
Заслуживает внимания и то обстоятельство, что, несмотря на пред-
шествующий отпуск при 650—700° С, повышение твердости происходит
при 500—550° С (см. рис. 806), причем наиболее резко при 500° С. Та-
кую сталь можно улучшать на твердость 240 НВ, т. е. до предела проч-
ности 800—850 Мн/м? (80—85 кГ]мм2); в этом состоянии она сравни-
тельно легко и хорошо обрабатывается. В процессе азотирования твер-
дость сердцевины возрастает до 340—360 НВ или до предела прочности
примерно 1,2 Гн/м2 (120 кГ/мм?). Так как азотированный слой сравни-
тельно тонкий — 0,6—0,8 мм (см. стр. 1123), прочность сердцевины име-
рт большое значение для деталей, подвергающихся действию значитель-
1 Е. Houdremont, К. Schonrock u. Н. J. Wiester. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., 2, 1933,
S. 191—205; Stahi u. Eisen, 59, 1939, S. 1241—1248 u. 1268—1273; E. Houdremont и. H. J. Wiester.
Arch. Eisenhiittenw., 25, 1954, S. 435—446.
По данным большинства исследований, не только не уменьшается, ио и усиливается.
2 Н. !. French а. V. О. Homerberg. Trans. Amer. Soc. Steel Treat., 20, 1932, p. 481—506.
Температура закалки °с
ОЗОсС,8оба,образец к0.7Омм в7О°с,ооба; образецкб.70мм
С si мп Сг al;,
сталь С 0,30 0,20 0,301,501,00
Температура отпуска,°C
Рис. 805. Диаграммы улучшения азотируемых сталей
Пробе- .жительность нагрева,ч
500°С 550°С
Рис. 806. Дисперсионное твердение в хромой икельалюм и ние вой стали
С 0,24% С; 1,0% Ai; i,0% Сг; О,3«/о Мо и 3,0% Ni
АЛЮМИНИЙ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1031
ных напряжений, несмотря на то что с повышением прочности связано
некоторое падение ударной вязкости 401>.
Влияние алюминия на поведение стали при низких и повышенных
температурах. Обработка стали алюминием, уменьшая чувствительность
к хрупкому разрушению, повышает ударную вязкость при низких тем-
пературах. Поэтому стали, применяемые для работы при низких темпе-
ратурах, часто раскисляют алюминием Увеличение содержания алю-
миния сверх необходимого для связывания кислорода и азота (более
0,2% металлического алюминия) не дает заметного улучшения свойств.
При более высоком содержании алюминия следует скорее считаться
с ухудшением свойств.
Для теплоустойчивости при кратковременных испытаниях до 300° С
важное значение имеет обработка жидкой стали алюминием. В ре-
зультате этой обработки уменьшается, а при достаточном содержа-
нии алюминия почти отсутствует характерное для сталей, восприим-
чивых к старению, повторное возрастание предела текучести и пре-
дела прочности при 200—300° С. На сопротивление ползуче-
сти углеродистых и малолегированных сталей раскисление алюминием
часто действует неблагоприятно. Это обусловлено, во-первых, из-
мельчением зерна, тогда как для высокого сопротивления ползучести
наиболее благоприятно крупное зерно и структура промежуточного
превращения; во-вторых, связыванием азота и подавлением процессов
старения, вызываемых им* 1 2 (см. также стр. 905). При введении алю-
миния в жаростойкие стали с 20—30% Сг и 5% А1 иногда наблюдается
повышение жаропрочности при высоких температурах (около 800°С).
Причиной этого может быть выделение интерметаллических соединений
алюминия, подобно тому как это происходит в сплавах никеля (см.
стр. 924), или дополнительный эффект за счет выделения нитридов алю-
миния, поскольку в этих сталях всегда наблюдается высокое содержание
азота 402>.
Влияние алюминия на цементацию. По данным Гийе3, алюминий
как и кремний, затрудняет диффузию углерода. Однако уменьшение глу-
бины цементации при длительных выдержках слабее, чем в сталях, со-
держащих кремний. Содержание углерода в цементованном слое также
снижается в меньшей степени, чем в кремнистых сталях. Содержащие
алюминий стали, так же как и кремнистые, склонны к образованию гра-
фита при науглероживании. При цементации в твердом карбюризаторе,
содержащем окислы, следует учитывать, что в процессе цементации
в поверхностном слое стали происходит образование окислов алюминия.
401> У стали такого типа, но содержащей 3,2—3,8% Ni и 0,85—1,20% А1 (нитраллой N), в про-
цессе азотирования предел прочности сердцевины повышается более чем до 1,3 Гн}м2 (130 кГ/мм2).
Недавно в США предложена [89] аналогичная сталь, но содержащая 0,2—0,25% С; 0,5% Сг; 5% Ni;
2% Ai; 0,25% Мо и до 0,13% V. После нормализации с 925° С, закалки в масле с 900° С, отпуска
при 590° С и азотирования (или старения) при 520° С предел прочности (в сердцевине) этой стали
составляет 1,54 Гн/м2 (154 кГ!мм2) при пределе текучести Qo.s равном 1,47 Гн!м2 (147 kTImn?}, от-
носительном удлинении 13% и относительном сужении 40%. Эта сталь рекомендуется и в качестве
высокопрочной конструкционной [5].
1 См. также, например Н. J. Wiester. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 6, 1943, S. 1—16:
Stahi u. Eisen, 63, 1943, S. 64—74.
2 См., кроме того, H. Bennek u. G. Bandel. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 6, 1943,
S. 143—176; Stahi u. Eisen, 63, 1943, S. 653—659, 673—684 u. 695—700.
402) Сплавы железа с 25% Cr и 5% Al обладают все же низкой жаропрочностью. Их жаро-
прочность можно сильно повысить дополнительным легированием танталом и в меньшей степе-
ни — ниобием. Так, введение р такой сплав 10% Та повышает 100-« предел длительной прочности
при 1200° С С 0,7 до ~40 Мн1м? (~4 кГ1шл2) [90]. Жаропрочность сплавов железа с алюминием
можно повысить дополнительным легированием титаном. Так, сплав, содержащий 14% А1 и 3% Т1
и выплавленный в вакууме, по значению предела длительной прочности до 675° С даже пре
восходит аустенитную сталь типа Х18Н9 [91]. Дополнительное его преимущество перед сталью с
никелем заключается в большей стойкости против воздействия сред, содержащих серу.
3 L. Guillet Mem. С. R. Trav. Soc. Ing. Civ. Rrance, 1904, p. 177—207.
1032
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
На рис. 807 показана также склонность алюминиевых сталей к обра-
зованию графита. Алюминий, в противоположность кремнию, особенно
при высоких температурах цементации, вызывает значительное укрупне-
ние зерен (рис. 808). Это можно связать с тем, что исследованная сталь
Рис. 807. Структура цементирован-
ного слоя стали с 1,5% А1 после
ЗО-ч цементации в смеси 60°/» дре-
весного угля н 40% углекислого
бария при 080—1000° С
вследствие высокого содержания алюми-
ния, имеет в сердцевине чисто ферритную
структуру.
Изложенное показывает, что алюми-
ний при цементации влияет отрицательно.
Вследствие этого алюминиевые стали до
настоящего времени не нашли применения
в качестве цементуемых.
Вследствие низкой чувствительности к
перегреву раскисленные алюминием стали
могут закаливаться непосредственно после
цементации без исправления размера зер-
на 403). Прокаливаемость их, естественно, ни-
же прокаливаемости крупнозернистых ста-
лей, не обработанных алюминием. В угле-
родистых сталях недостаточное раскисле-
ние алюминием иногда может привести •<
Содержание олюниеияХ
Рис. 808. Рост зерна в алюминиевых сталях в результате
перегрева при цементации [по £. Houdremont u. Н Schra-
der. Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934/1935, S. 445—459]
образованию мягких пятен. В легированных сталях это влияние в зна-
чительной степени перекрывается действием легирующих элементов.
При выплавке таких сталей необходимо стремиться к уменьшению ко-
личества включений окиси алюминия.
40Я) Такие стали позволяют также повысить температуру цементации, что имеет большое зна-
чение для производительности.
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
1033
3. Влияние алюминия на физические свойства стали
а. Общая часть
Влияние алюминия на физические свойства железа представляет
особый интерес. Железоалюминиевые сплавы обнаруживают характер-
ные особенности в отношении изменения модуля упругости. Известно,
что модуль упругости сплавов железа изменяется незначительно. У всех
ферритных сталей модуль упругости составляет около 220 Гн!м2
(22000 кГ/мм2, табл. 220). В результате закалки и отпуска не происхо-
дит значительных изменений модуля, хотя иногда и наблюдаются мень-
шие значения для мартенсита вследствие действия напряжений. У аусте-
нитных сталей он составляет 160—200 Гн/м2 (16000—20000 кГ/мм2)
+ м палка с 700 “с
о невоенное охлажоение [30'С/о)с700“с
Содержание алюминия,%[попассе)
Рис 809. Зависимость электросопротив-
ления железоалюминиевых сплавов от
содержания алюминия [по С. Sy-
kes а. Н. Evans. Proc Roy. Soc., 145,
1934, p. 529—539]
В отожженных железоалюминпевых
сплавах с увеличением содержания
алюминия модуль упругости уменьша-
ется и при 13% А1 достигает 108 Гн/м1 2
(10800 кГ/мм2), т. е. минимального из
Рнс. 810. Удельное электросопротивление раз-
личных хромоалюминиевых и хромоникеле-
вых сплавов в зависимости от температуры
[по Л. Grunert, W. Hessenbruch и. К Raj
Heraeus Vakuumschmelze, 1923—1933; Hanau.
1933, S. 169—180]
всех наблюдавшихся до настоящего времени значения для фьрритных
сталей (табл. 220). Выше 13,5% А1 вновь наблюдается сильное возра-
стание модуля. Такое изменение модуля связано с образованием сверх-
структуры.
Из рис. 809 следует, что с увеличением содержания алюминия в ста-
ли возрастает электросопротивление. Однако при упорядочении выше
11% А1 электросопротивление сильно снижается . Увеличение электро-
сопротивления при введении алюминия может быть использовано для
уменьшения потерь на вихревые токи Однако следует учитывать труд-
ности при обработке сплавов, легированных алюминием. Железохроми-
стые сплавы с 20—30% Сг и с алюминием имеют электросопротивление,
весьма мало зависящее от температуры (рис. 8 1 0) 404). В некоторых спла-
вах электросопротивление с ростом температуры может даже снижать-
ся 2. Вследствие этого, а также благодаря высокой жаростойкости
1 См также Я. Masumoto а. Я. Saito. Sci. Rep. Res. Inst., Tohoku Univ, A, 4, 1952.
p. 338—347.
404> В Англии недавно предложена в качесгве сплава сопротивления аустенитная сталь с
1% С, 25% Мп и 10% Al (Fermanal). Оиа может быть протянута в тончайшую проволоку, имеет
удельное сопротивление 1,6 мком м и температурный коэффициент сопротивления около»
6 • 10—‘71° С Эту сталь можно также успешно применять как немагнитную.
2 См , например, A. Schulze. Z. Metallkde, 42, 1951, S. 120—122.
Таблица 220. Модуль упругости различных сплавоб
Сталь Химический состав, % Обработка Модуль упругости
с Si Mn Cr Ni w Mo Al V Гн'м2 кГ/мм2
0,10 1,7 0,4 6,2 .—- — 0,5 — — 800° С, воздух 217 21700
Ферритные хромистые стали | 0,10 2,3 0,5 19,0 — — — — — 850° C, » 223 22300
0,07 0,7 0,6 28,0 — — — — — 850° C, » 230 23000
Быстрорежущая сталь 0,86 °,4 0,5 4,1 — 11,9 0,8 — 2,3 1280°, масло, 217 21700
560° C
0,04 — — — .—. — 14,0 -— Отжиг и медлен- 120 12000*1
Ферритные алюминиевые стали . . . { ное охлаждение
0,04 — — — — — — 13,15 — То же 108 10800*2
0,12 2,1 0,9 19,6 14,9 — —. — — 1100° С, вода 191,5 19150
Аустенитные хромоникелевые стали . | 0,13 1,9 0,7 25,5 20,5 — — — — То же 192 19200
0,07 1,1 0,8 16,9 19,4 — — — — » » 215 21500
Марганцовистая сталь 1,2 — 12 — —— —. — — — Литье 199 19900
Аустенитные никелевые стали . . . . | 0,25 25 . — 186 5 18650
0,25 — 86 . — — 144 14400
Кобальтожелезохромистый сплав . . . — — 0,5 8 — — — 60 Co 32 Fe Отжиг и медлен- 149 14900*3
Сталлит 2,6 ное охлаждение
1,2 —- 27 -—. 14 -—. —— —. Литье 227 22700
Металлокерамические твердые сплавы (Карбид вольфрама WC + около Спекание 580 58000
6% Co)
По Т. Kubo. Nippon — Sugaku — Buturf Gakkaishi, 16, 1942, r . 426. *2 По Я. Masumoto a. H. Siito . Sci R ег». Res. Inst. ГбЬэкл Univ , Л, 3
1951, р 523 — 524. *3 По Н. Masutnoio а. Н . Saito. Sci Rep. Res. T6hoku Univ., A, I, 1949 p. 17—22.
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
1035
железохромистые сплавы с алюминием нашли широкое применение
в качестве нагревательных элементов сопротивления (см. стр. 673
и табл. 133). Такие сплавы благодаря высокому электросопротивлению
применяются также в качестве магнитных сердечников высокочастотной
аппаратуры (см. стр. 609).
б. Магнитномягкие сплавы, содержащие алюминий
Масумото и Сайто 1 подробно исследовали магнитные свойства чи-
стых железоалюминиевых сплавов. С повышением содержания алюми-
ния магнитное насыщение снижается вначале сравнительно мало. Од-
нако в области сверхструкту-
ры Fe3Ai закономерный ход из-
менения насыщения наруша-
ется, в дальнейшем магнитное
насыщение быстро падает до
нулевого значения (рис. 811).
Из рис. 812 видно, что в ото-
жженных сплавах влияние
алюминия на начальную маг-
нитную проницаемость незна-
чительно. После быстрого ох-
лаждения начальная прони-
цаемость, так же как и мак-
симальная, достигает наивыс-
шего значения в сплавах с
15—16% А1. После закалки с
<600° С листы из этих сплавов
толщиной 0,5 мм имеют на-
чальную проницаемость
0,004 тлЦа/м), т. е. 3100 ес/э,
а максимальную 0,07 тл1(а/м),
т. е. 54000 гс/э. При толщине
0,35 мм максимальная прони-
Содержание алюминия, % (отопи.)
Седертание алюминия, % (пр массе)
Рис 811. Магнитное насыщение при 20° С и чис-
ло магнетонов Бора при 0° С железоалюмиииевых
сплавов в зависимости от содержания алюминия
[по М. Fallot. Ann. Phys.. Paris. 6. 1936, p. 305 —
387]
цаемость составляет 0,14
тлЦа/м), т. е. 115000 ес/э2. Коэрцитивная сила при малых содержани-
ях алюминия снижается и у отожженных сплавов с 1—5% А1 составля-
ет около 20 а/м (0,25 э). Выше 5% А1 она возрастает до максимума
160 а/м (2 э) (при ~7% А1), а затем уменьшается до 40 а/м (0,5 э) и
ниже при содержании алюминия более 10%. Потери на гистерезис, ко-
торые при содержании алюминия до 5% меньше, чем у чистого железа,
также оказываются очень низкими в быстро охлажденных (закален-
ных) сплавах, содержащих больше 14% А1. В табл. 221 приведены для
сравнения потери сплава с 16% А1 и кремнистой стали. Благодаря вы-
сокому электросопротивлению и очень высокой проницаемости сплавы
с 15—16% А1 могут широко использоваться в технике высоких частот,
тем более что в результате выплавки этих сплавов в вакууме и теплой
прокатки (начало прокатки выше 1100° С) удается устранить трудности
1 И. Masumoto а. Н. Saito Sci. Rep. Inst. Tohoku Univ., A, 3, 1951, p. 523—534; A, 4, 1952,
p. 32i—336 A 338—346 (Еще раньше эти сплавы изучали В С. Меськин и №. М. Марголин; см.
В. С. Меськин. Ферромагнитные сплавы, ОНТИ, 1937). Прим. ред.
5 7. F. Nachman a. W. J. Buchter, Appl., Phys., 25, 1954, р. 307—313; см., кроме того,
Stahl и. Eisen. 75. 1955. S. 294—295.
1036
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
при обработке давлением. Прокатка на толщины 1—0,1 мм должна
комнат-
Рис. 812. Максимальная Магнитная проницаемость железоалюминиевых
сплавов в зависимости от содержания алюминия после отжига и мед-
ленного охлаждения (упорядоченное состояние) и после закалки
с 700° С (неупорядоченное состояние) [по Н. Masumoto а. Н. Sal-
tG. Sci Rep Res. Inst. Tohfiku Univ., A, 4, 1952. p. 321—337J
Таблица 221. Сравнение потерь на перемагничивание железоалюминиевого сплава
(16% А1) с текстурованной листовой кремнистой сталью
Сплав Тол- щина мм Потери на перемагничива- ние, вт/кг, при частоте, гц
60 400 1000 2000
Текстурованные листы нз кремнистой стали 0,025 0,286 2,64 10,0 26,5
Железоалюминиевый сплав 0,18 0,11 1,54 5,94 18,9
Магнитострикция насыщения достигает максимальной величины
40* 10-6 при 13,5% AI *-2. В результате отжига в магнитном поле маг-
нитострикция может быть увеличена в направлении, перпендикулярном
В настоящее время у сплавов железа с 16% Ai (альфенол, ГО 16), дополнительно легирован-
ных, например, молибденом (около 3%), марганцем (терминол), удается получить начальную прони-
цаемость до >10~2 тл1(а1м) (>8000 гс!з) и максимальную проницаемость до 0,1625 гл/(с/ж>
(130000 гс/э) при коэрцитивной силе около 2,4 а!м (0,03 э) и удельном электросопротивлении
1,6 мком • м. К важным достоинствам этих сплавов относится также их повышенная износостой-
кость Трудности в их производстве в основном уже преодолены [92, 93].
В одном из недавних отечественных исследований показано [94], что очень высокие магнит-
ные свойства, приближающиеся к свойствам высокоиикелевого пермаллоя, можно получить у
двойного сплава железа с 12% А1 (Ю12) и особенно у тройного сплава с 12% А1 и 2*/« Со (Ю12К)
в упорядоченном состоянии, в котором они изотропны. Так, сплав Ю12К после часового отжига в
вакууме [остаточное давление 10-2 н>м2 (10-4 мм рт. ст.) при 1250° С с охлаждением со скоростью
100° С/ч до 600? С и 50° С/ч до 200° С] имел начальную проницаемость >0,01125 тл/(а/м) >9000 zcjs)
и максимальную 0,175 тл/(а!м) (>140000 гс/э) при коэрцитивной силе около 2,4 а!м (0,03 з) и элек-
тросопротивлении около 1 мком • м. По сравнению со сплавом Ю16 сплавы ГО 12 и Ю12К более
технологичны и имеют примерно в 2 раза более высокое насыщение, близкое к насыщению
50%-ного пермаллоя.
Железоалюминиевые сплавы Ю12 и Ю12К обладают также хорошими антикоррозионным»'
свойсгвами. Однако в качестве коррозионностойких безникелевых магиитномягких сплавов, на-
пример для работы в тропических условиях, рекомендованы [39] более технологичные сплавы же-
леза с алюминием и некоторыми другими элементами. Один из них содержит 9% А1; 2,5% Сг;
0,5’/« Си н 0,5—0,8% Мп. После отжига (в аргоне) при 1159—1200° С с последующим быстрым охла-
ждением этот сплав имеет коэрцитивную силу 480 а[м (0,6 э), т. е. примерно в 2.5 раза более
низкую чем у упомянутого выше (доп. 21Б) на стр. 610) сплава Х12Ю с 12% Сг и 1,5% AI.
1 См. сн. 1 на стр. 1035.
2 К. Honda, Н. Mastimolo, Y. Shirakawa а. Т. Kobafashi. Sci. Rep. Res. Inst. Tdhoku Univ^
A., 1, 1949, p. 341—347; H. Masumoto a. G. Otomo Sci. Rep. Res. Inst. Tdhoku Univ., 2, 1950,.
p. 413—419.
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
1037
О
Содержание алюминия, %
полю, до 45- 10-6 *. Сплавы, обладающие такими свойствами, могут ис-
пользоваться для магнитострикционных ультразвуковых генераторов.
Однако непосредственно после максимума магнитострикция при увели-
чении содержания алюминия сильно снижается 406).
Как показано на рис. 813, в результате присадки алюминия к крем-
нистым электротехническим сталям удается добиться уменьшения по-
терь. Так как малые количества алюминия (до 0,5%) влияют особенно
благоприятно, можно предположить, что определенное значение имеет
чисто металлургическое воздействие алюминия. Присадка алюминия
уменьшает хладноломкость. В
результате этого улучшается
обрабатываемость в холодном
состоянии. При содержании
.алюминия более 0,2% целесо-
образно снижать температуру
отжига < приблизительно на
50° С 407>.
Следует отметить также
высокую магнитную проницае-
мость сплавов железо — крем-
ний — алюминий. Согласно
данным Масумото ’, началь-
ная проницаемость [около
0,04 тл/(а/м) (35000 гс/э)], по-
лучаемая в сплаве с 5,4% AI и
0,6% Si, а также максималь-
ная, достигающая в сплаве с
’6,2% А1 и 9,7% Si около
0,2 тл/(а/м) (160000 гс/э), име-
ют такой порядок величины,
как у сплавов на железоникелевой основе. Практическому применению
этих сплавов, известных под названием «сендаст», препятствует плохая
деформируемость. Однако в ряде случаев их можно применять в виде
литых деталей, так как их коэрцитивная сила меньше 8 а/м (0,1 э) (а
также легко дробить в порошок для магнитодиэлектриков. Ред.) 408).
Обратимые железоникелевые сплавы с гранецентрированной решет-
кой при введении 3—4% AI отличаются постоянством проницаемости* 1 2.
В данном случае наблюдается такой же изоперм-эффект, как и в систе-
Рнс 813. Величина потерь железоалюминийкремни-
стых сплавов в зависимости от содержания алюми-
ния и кремния [по F. Wever u. G. Hindrichs. Mitt.
K.-Wilh-Inst. Eisenforschg, 13, 1931. S. 273—289]
* H E. Strauss a. G. Sandor. J. Metals, 4, 1952, p. 1342—1343.
406) Максимум магнитострикции у сплавов железо — алюминий при 14% А1 и резкое падение
ее при дальнейшем увеличении содержания алюминия, сильное увеличение магнитострикции (при-
мерно в 2 раза) при образовании сверхструктуры и возможность использования сплава с 14«/о А1
(Ю14) в отожженном состоянии (со сверхструктурой) в качестве магнитострикционного материала
были установлены в наших работах, опубликованных значительно раньше японских [34, 95, стр. 535].
Позднее в советском исследовании [96] было показано, что еще более высокую магнитострикцию
можно получить у текстуроваиного сплава с 10% Ai (Ю10) в направлении прокатки. Этот сплав
технологичнее сплава Ю14.
4С7) Наблюдающийся в случае отжига при повышенных температурах перегрев («Uberglti-
hung») трансформаторной стали, который раньше объясняли растворением графита н обратным
выделением углерода в виде цементита [23], в настоящее время объясняют коагуляцией неметал-
лических включений до критической величины (по теории Нееля). Этот фактор, естественно, будет
сказываться сильнее в стали, содержащей алюминий. Высказывалось даже мнение, что только
трансформаторная сталь, содержащая алюминий, склонна к перегреву, но это едва ли верно [97].
1 И Masumoto. Sci. Rep. TOhoku Univ. Honda Anniv., 1936, p. 388—402.
4Ю) Сплавы железо—кремний — алюминий типа «сендаст» были исследованы особенно под-
робно в Советском Союзе (у иас они названы «альсифер») А. С. Займовским (1941) Ряд уста-
новленных в этой работе положений представляет более широкий интерес для теории ферромаг-
нитных сплавов. Практически альсифер получил довольно большое применение у иас и за рубе-
.жом в качестве ферромагнитной основы в магнито диэлектриках.
2 О Dahl J Pfaffenberger. Z. techn. Phys., 15, 1934, S 99—106.
1038
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
ме железо — никель — медь. Более подробно этот вопрос рассматри-
вается в разделе «Медь». Лучшие свойства таких материалов — началь-
ная проницаемость около 0,8 мктл1(а]м), т. е. 65 гс/э, постоянная гисте-
резиса около 60 гн](ав1см) при нестабильности ~ 1,5% — достигаются а
сплавах с 40% Ni и 3,5% А1 после холодной деформации на 90%.
в. Сплавы для постоянных магнитов,
содержащие алюминий
Сплавы для постоянных магнитов на железоникельалюминиевой ос-
нове с присадками кобальта, меди или титана приобрели крупное техни-
ческое значение. Наилучшие из них обеспечивают значения (В/7)макс =
= 48 тл - (ка/м), т. е. 6- 10е гс-э, что является максимальной из получен-
Рис. 814. Схематическое изображение раз
личия и В^с для сплавов с относи-
тельно высокой (слева) и относительно
низкой (справа) остаточной индукцией
ных до настоящего времени величин
мощности сплавов для постоянных,
магнитов *.
При определении значений коэр-
цитивной силы необходимо учитывать,,
что коэрцитивная сила jHc (величина
-—Н при обращении 7 в нуль) отлича-
ется от вНс (получаемой при значений
В = 0). На рис. 814 видно, что матери-
алы с низкой остаточной индукцией
имеют существенно различные значе-
ния в77с и jHc, тогда как у материалов-
с высокой остаточной индукцией эта
разница совершенно ничтожна. Вели-
чина jHc обладает преимуществами»
как истинная характеристика материа-
ла и именно она положена в основу
описания исследований, приводимых В;
данном разделе.
Причина высокой коэрцитивной силы сплавов железо — никель (ко-
бальт) — алюминий еще не вполне выяснена. Как было сказано на
стр. 1026, имеется предположение, что твердый раствор при охлаждении
распадается на две объемноцентрированные фазы: а и а'. При этом,
согласно исследованиям Гейслера1 2, на плоскостях куба маточной фазы.
снова выделяется богатая железом a-фаза и остается в основном упо-
рядоченная а'-фаза (NiAl). Высокая коэрцитивная сила приписывается
Гейслером разности удельных объемов фаз, в результате чего отдель-
ные области имеют высокие напряжения сжатия или растяжения. Коэр-
цитивная сила возрастает с увеличением количества a-фазы. Однако при
уменьшении доли богатой железом фазы (а) снижается остаточная»
индукция. По предположению Гейденрейх и Несбитта в сплавах желе-
зо — никель — кобальт — алюминий высокие магнитные свойства после-
термической обработки в магнитном поле связаны с выделением ферро-
магнитной гранецентрированной фазы, частицы которой имеют величину
порядка одного домена, так что процессы намагничивания и размагни-
1 По данным фирмы Филлипс, сплав состава 35% Со; 15%
остальное Fe при использовании направленной кристаллизации и
ботки имеет Нс =* 105,2 koJm (1315 э), Вг^ 1,18 тл (Н800 гс)
(11 • 106 гс-э). Прим. ред.
2 А. Н Geisler. Trans. Amer. Soc, Met., 43, 1951, p. 70—101.
NI; 7,0% Ai; 5% Ti; 3% Cu;.
специальной термической обра-
при (ВЯ)маКс« 88 ктл/(а/лф
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
1039
чивания могут происходить только путем вращения вектора намагничен-
ности всего домена. Более подробно см. стр. 1041.
Влияние термической обработки и состава сплавов. Состав железо-
никельалюминиевых сплавов для постоянных магнитов, применяемых
в технике, находится приблизительно в пределах 24—28% Ni и 12^
15% А1. В зависимости от способа охлаждения (в земляной форме или
в металлическом кокиле), сечения образцов и состава сплавов могут
быть получены различные комбинации свойств. Наблюдаемые при этом
различные эффекты объясняются, например, тем, что увеличение содер-
жания алюминия действует в том же направлении, что и увеличение ско-
рости охлаждения *. Для получения высокой коэрцитивной силы в слу-
чае очень толстостенных отливок содержание алюминия должно соот-
ветствовать верхнему пределу. Оптимальные значения коэрцитивной
силы достигаются при ~13% А1; более высокое содержание алюминия
ведет к значительному снижению Нс- Если термическая обработка со-
стоит только в охлаждении с высокой температуры (1100—1250° С), то
каждому содержанию алюминия соответствует определенная оптималь-
ная скорость охлаждения 1 2, которая вызывает наиболее благоприятную
степень распределения и состояния дисперсных фаз. В случае отливок
с различными сечениями следует регулировать скорость охлаждения,
изменяя охлаждающую среду. Во многих случаях требуемых значений
коэрцитивной силы легче всего достичь при охлаждении на воздухе и по-
следующем отпуске при 600—650° С. При этом оказалось целесообраз-
ным уже после охлаждения достигнуть значений порядка 32 ка/м (400 э),
которые не на много ниже значений, получаемых при последующем от-
пуске.
При повышенном содержании никеля в сплаве требуется большая
скорость охлаждения, чем при пониженном. Наивысшая коэрцитивная
сила получается при 27—29% Ni. Для остаточной индукции и максималь-.
ной энергии справедливы те же закономерности; однако максимальная
остаточная индукция получается при большей скорости охлаждения, чем
максимальная коэрцитивная сила; для получения максимальной энергии
(ВЯ)макс требуется промежуточная скорость охлаждения. В зависимости
от размеров изделий и состава сплава на практике применяются все
промежуточные скорости охлаждения, достигаемые при охлаждении
в золе, на спокойном воздухе, в сжатом воздухе и в эмульсиях маслд
в воде. Абсолютное значение остаточной индукции уменьшается с возра-
станием содержания никеля. Содержание алюминия в пределах 10—.
14% не оказывает слишком большого влияния на остаточную индукцию,
при более высоком содержании алюминия она снижается. По данным
Беттериджа 3, наибольшее значение максимальной энергии достигается
при 27% iNi и 13% А1 (ални-120). Действие многих других легирующих
элементов в некоторых отношениях очень спорно. Углерод вреден и его.
количество не должно превышать 0,1 % 410), содержание кремния тоже
1 В. С. Меськин и Б. Е. Сомин Arch, Eisenhiittenw., 8. 19d4—1935, S. 315—318; F. Polzgu^.
ter. Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 853—860; W. Betteridge. J. Iron Steel Inst., 139, 1939, p. 187—208.
Stahl u. Eisen. 59, 1939, S. 1091—1092.
2 В нашей литературе эту скорость охлаждения часто называют критической скоростью v
Наиболее полное исследование влияния состава сплавов Fe—Ni—А1 на превращения при охлажде-
нии и на магнитные свойства принадлежит советскому ученому Б. Г. Лившицу. См.: «Высоко-г
коэрцитивные сплавы*. Металлургиздат, 1945. Прим. ред.
3 W. Betteridge. J. Iron Steel Inst, 139, 1939, p. 187—208; Stahl u. Eisen, 59, 1939, S. 1091—1092,
4I0> Количество углерода, особенно в сплавах типа магнико (алиико 400 в табл. 222), должна
быть ие больше 0,05%. Прн более высоком содержании углерода свойства, главным образом оста-
точная индукция и энергия, сильно снижаются. Вредное влияние углерода можно несколько осла^
бить, связав часть его небольшим количеством титана (<~0,3%).
1040
АЛЮМИНИЙ В СТАЛИ
должно быть по возможности снижено *•411\ Существенную роль играют
только присадки кобальта, меди и титана.
Кобальт заметно замедляет дисперсионное твердение и поэтому
уменьшает необходимую скорость охлаждения. Остаточная индукция
при введении кобальта повышается, коэрцитивная сила либо не возра-
стает, либо возрастает не больше, чем при соответствующем увеличении
•содержания никеля. Таким образом, при введении кобальта можно одно-
временно получить высокую коэрцитивную силу и высокую индукцию 412>.
В большинстве случаев для получения оптимальной магнитной мощно-
сти сплавов с кобальтом требуется отпуск при 650° С. Однако и в тех
•случаях, когда применяется отпуск, целесообразно охлаждать от высо-
ких температур не очень быстро, так как слишком сниженная коэрцитив-
ная сила не может быть повышена только в результате отпуска.
Эту чувствительность кобальтовых сплавов к условиям термообра-
ботки можно значительно уменьшить введением меди. Медь ускоряет
процессы выделения и парализует замедляющее действие кобальта. При
введении меди остаточная индукция несколько снижается. Поэтому бы-
ли созданы пятикомпонентные сплавы железа, никеля, алюминия, ко-
бальта и меди413\ возможно с присадкой титана (см. ниже). В этих
сплавах можно получить коэрцитивную силу около 80 ка!м (1000 э),
•остаточную индукцию до 0,7 тл (7000 ас) и магнитную энергию (ВЯ)макс
до 2,2 • 106 (см. также табл. 222).
В таких сплавах с достаточно высоким содержанием кобальта
(19—30%) точка Кюри лежит выше 800° С. Благодаря этому пу-
тем термической обработки в магнитном поле в несколько тысяч
эрстед можно добиться значительного повышения их остаточной индук-
ции и (ВЯ)макс2-4. Охлаждение в магнитном поле с температур выше
точки Кюри оказывает действие, которое подобно наблюдаемому у опре-
деленных магнитномягких материалов (см. стр. 999). Повышение
1 В советских работах показано, что для получения высокой Нс до 64 ка/м (800 а) в спла-
вы с высоким содержанием никеля (30—32%) целесообразно вводить ~1% Si (см. сплав АНК по
ГОСТ 4402—48). П рнм. р е д.
4,1> У сплавов с пониженным содержанием алюминия кремний повышает остаточную индук-
цию и понижает коэрцитивную силу. Так, у сплава с 24% Ni н 1О°/р Ai были получены значения
-Нс = 20,8 ка/м (260 э) и Вг — 0,8 тл (8000 гс) при 0,06% Si и Нс =* 17,6 ка.м (220 з) и Вг = 0,87 тл
(8700 гс) при 0,25% Si после закалки с 1230—12509 С в масле и отпуска при 600° С. При охлаждении
на спокойном воздухе свойства соответствуют мартенситной высококобальтовой стали [106].
412) Роль кобальта в сплавах алии (изложенная здесь недостаточно) была впервые подробно
исследована в работах А. С. Займовского, П. И. Денисова и др. {98, 20], а кобальта совместно с
медью — в работах Б. Г. Лившица и др. (99, 100]. Из этих работ следует, что кобальт в сплавах
алии влияет в основном так же, как в мартенситных сталях, т. е. повышает коэрцитивную силу и
практически не изменяет (не понижает) остаточной индукции. Поэтому А. С. Займовский и другие
предложили принцип использования кобальта путем введения его в сплав с пониженным содер-
жанием никеля и алюминия. Такая основа имеет повышенную остаточную индукцию (выше насы-
щение), которая сохраняется и при введении кобальта, и низкую коэрцитивную силу, которую ко-
бальт повышает до нормальной для алии. Пример: альнико ЮНДК15 (АНКо2) с 20% Ni; 9% Al
и 15% Со, имеющий Нс^ 48 ка/м (600 з) и Вг = 0,75 тл (7500 гс). Введение кобальта в сплав с
нормальным (для алии) содержанием никеля и алюминия повышает только коэрцитивную силу.
Пример: алиико с 28% Ni; 12% Al и 6% Со, имеющий Нс =* 56 koJm (700 э) и Вг — 0,55 тл (5500 гс).
Легирование кобальтом уменьшает также чувствительность сплава к скорости охлаждения и реко-
мендуется для более массивных магнитов.
41Э) Слияние меди, подробно изученное в отечественных работах {100, 200], в сплавах алии (без
кобальта) с 25% Ni и 15,5% Ai, термически не обрабатываемых, заключается главным образом в
уменьшении чувствительности к скорости охлаждения (к толщине отливки). Для этого достаточно
4% Си. У сплавов с повышенным содержанием никеля и меди и пониженным содержанием алю-
• миния, в частности у сплава с 29% Ni; 11% Ai и 10% Си, А. А. Шехалов [101] получил после
оптимальной термической обработки (закалка вводе с 1250° С, отпуск при 600° С, 2 ч) на отлив*
ках средних размеров сочетание свойств, близкое к получаемому у алиико (Вг — 0,5 4- 0,68 тл —
= 5000 4- Ь800 гс, Нс =* 64 4- 40 ка/м =» 800 4- 500 э). Свойства этих сплавов мало зависят от тол-
щины отливки и от небольших колебаний в содержании инкеля и алюминия. Одиако при закалке
могут образоваться трещины.
2 D. A. Oliver, J. IF. Shedden. Nature, Lond., 142, 1938, p. 209.
3 W. Jellinghaus. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 3, 1940, S. 143—145, 6, 1943, S. 63—68;
Arch. Eisenhiittenw., 16, 1942—1943, S. 247—252.
4 F. Kayser. Engineer, 170, 1940, p, i83.
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
1041
остаточной индукции и (В7/)макс происходит в направлении внешнего
магнитного поля за счет снижения свойств в других направлениях. При
этом домены ориентируются вдоль поля и в результате остаточная ин-
дукция возрастает до 90% от насыщения, а (ВЯ)маКс до 75%
(рис. 815) 414>. Эта ориентированность еще больше усиливается, если
в направлении магнитного поля при охлаждении располагаются направ-
ления ребра куба *. В результате направленной кристаллизации спла-
вов (рис. 816) получаются почти прямоугольные кривые размагничива-
ния. Такая кристаллизация происходит в результате преимущественного
направления отвода тепла 21115>.
В состоянии, соответствующем максимальной коэрцитивной силе,
выделения настолько малы, что их нельзя было обнаружить электронно-
микроскопически 3. Только после
высокого отпуска (800° С) они ста-
новятся видимыми. Те частицы, ко-
торые при избранном способе полу-
чения оксидной реплики могут счи-
таться выделениями, имеют структу-
ру гранецентрированного куба с по-
вышенным содержанием кобальта и
более высокую точку Кюри, чем
объемноцентрированная матрица.
Как видно из рис. 817, столбчатые и
пластинчатые выделения в случае
охлаждения в магнитном поле ори-
ентированы только в направлении
ребра куба, совпадающем с направ-
лением магнитного поля. Если маг-
нитное поле имеет другое направле-
ние, то продольная ось выделений
ориентируется между направления-
Напдятенностс, поля Н, э
Рис. 815. Кривые размагничивания сплава
алнико 400, охлажденного в магнитном
поле и без него
ми поля и ближайшего ребра ку-
ба 4. Для состояния с коэрцитивной силой около 52 ка/м (650 э) путем
экстраполяции получается величина стержневидных выделений 7,5 X
X 10 X 40 мм (75 X 100 X 400А). При этом'расстояние между выделения-
ми составляет в среднем 20 нм (200 А). Кроненберг 5 и Фаленбрах6 выя-
вили выделения, соответствующие оптимальному магнитному состоянию.
При этом Фаленбрах пришел к выводу, что в матрице, обладающей бо-
лее высокой точкой Кюри, при охлаждении в магнитном поле прежде
414> В ряде отечественных исследований (Б. Г. Лившица, Я. М. Довгалевского, П. Г. Шульги
[100, 102, 1051) показано, что н в сплавах, содержащих меньше 24 и больше 12% Со, термомагнит-
ная обработка дает эффект, однако в связи с более инзкой точкой Кюрн, этот эффект меньше.
Остаточная индукция возрастает от 0,8 до 1,3 тл (от 8000 до 13000 гс) почти пропорционально со-
держанию кобальта, а коэрцитивная сила—от 40 до 48 ка]м (от 500 до 600 гс). Рекомендуется по-
этому подвергать сплавы с >12% Со (а по данным Н. Г. Шульги, и с <12% Со) термомагиитной
обработке.
1 М. McCaig. Proc. Phys. Soc., 62, 1949, p. 652—656; H. Fahlenbrach. MetaII, 7, 1953, S. 413—421.
2 См. также D. G. Ebeling a. A. A. Burr. J. Metals, 5, 1953, p. 537—544.
4I5 ) Технология получения магнитов с направленной кристаллизацией в последнее время усо-
вершенствована, например путем использования зонного расплавления, отливкн массивных плит
без применения холодильников н последующего их разрезания (с использованием центральной зо-
ны) и др. Это позволит шире использовать метод направленной кристаллизации в промышленных
условиях, при которых прежняя технология слишком неудобна.
3 Е. A. Nesbitt a. R. D. Heidenreich. Electr. Engng., 71, 1952, р. 530—534: J. Appl. Phys., 23,
1952, p. 352-371.
4 См. также M. McCaig. J. Appl. Phys., 1953, p. 366.
5 A. Kfonenberg. Z. Metalikde, 45, 1954, S. 440—447.
6 H. Fahlenbrach. Techn. Mitt. Krupp. 12, 1954, S. 177—184.
66 Э. Гудремои, т. II
1042
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
Рис. 816. Структура излома сплава
алнико 580 с направленной кристаллизацией.
Х2
Рис. 817. Выделения в монокристалле сплава алнико 400 в плоскости (ПО) [по И. fahlenbrach,
Techn. Mitt. Krupp., 12, 1954, S. 177—184]:
a — 3 ч, 1350° С, охлаждение с печью, нагрев 20 мин при 800° С в водороде, охлаждение с печью
X 16 500; б — 3 ч, 1350° С, охлаждение с печью; нагрев 2 ч при 800° С, охлаждение с печью. 9G0:
в — охлаждение в магнитном поле от 1300° С, нагрев 1,5 ч при 800° С, охлаждение в магнитном
поле. X 12 000
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
1043
всего выделяются немагнитные частички, которые ориентируются напря-
жениями, возникающими в результате магнитострикции. Эти выделения
становятся ферромагнитными только при более сниженных температу-
рах (750°С). Более точное объяснение процессов, происходящих в по-
стоянных магнитах типа алнико, в настоящее время еще невозможно.
Размеры основной фазы и выделений имеют тот же порядок что
и толщина блоховской стенки между доменами. Поэтому структура
сплава алнико, содержащего больше 19% Со, после охлаждения в маг-
нитном поле состоит только из отдельных элементарных областей без
блоховской стенки Сплав с такой структурой может намагничиваться
или размагничиваться только процессом вращения (см. стр. 85). Кроме
этого условия, требуется большая энергия магнитной анизотропии.
В сплаве алнико 400 коэрцитивная сила 48 ка/м (600 э) наполовину обус-
ловлена магнитной анизотропией кристаллов, а наполовину — анизотро-
пией формы доменов. Коэрцитивная сила после обработки в магнитном
поле составляет 24 ка/м (300 э) — приблизительно половину максималь-
ного значения. Для дальнейшего увеличения коэрцитивной силы
и (В//)макс после охлаждения в магнитном поле магниты в течение не-
скольких часов отпускают около 600° С. Обычно этот отпуск ведут в две
ступени: 2 ч при 630—640° С и около 10 ч при 540—550° С. Эта обработка
не нарушает полученной преимущественной ориентировки1 2 *. (ВН)макс
у обработанных таким образом магнитов достигает 32—40 ктл-(а/м}
[(4ч-5) • 106 гс-э\ в случае магнитов с направленной кристаллизаци-
ей 3> 416>. В направлении, перпендикулярном к преимущественному, маг-
нитная энергия соответственно уменьшается4. В настоящее время бо
лее 80% общего количества постоянных магнитов изготовляют из алии
и алнико. Несмотря на высокое содержание легирующих элементов,
получается значительное удешевление магнитной энергии на единицу
веса магнита.
Наконец, следует упомянуть еще об одном легирующем элементе —
титане, введение которого в никельалюминиевые магнитные сплавы ре-
комендовалось неоднократно 5. При содержании до 3% титан, как
и медь, ускоряет процесс дисперсионного твердения и повышает коэрци-
тивную силу6. Хонда и др.7 разработали сплавы, содержащие 15—
36% Со, 10—25% Ni, 8—25% Ti, имеющие остаточную индукцию 0,64—
0,75 тл (6400—7500 гс}, коэрцитивную силу 73,6—62,4 ка/м (920—780 э)
и (ВН} макс = 2,0-106 * (см. табл. 256). Так называемая новая сталь KS
в первоначальном виде содержала еще значительное количество алю-
миния, однако несмотря на это ее нельзя рассматривать как просто ви-
доизмененную никельалюминиевую сталь из-за ее гетерогенной струк-
туры. При высоких температурах она имеет значительное количество
аустенита, который при отпуске, по крайней мере частично, распадается.
Поэтому она может быть лишь незначительно улучшена термической
1 Т. е. образуется однодоменная структура. Прим. ред.
2 W. Jellinghaus. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 3, 1940, S. 143—145.
W. Dannohl. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 65—81; H. Fahlenbrach. Metall, 7, 1953, S. 413—42Г.
<l6> У магнитов с направленной кристаллизацией получаемая величина (ВН} максзначительно
больше- 56—60 т г - (ка'ч), или 7—7,5- 10ь гс • э, в случае промышленных и до 64—68 тл • (azz/jw),
или 8—8,5 • 106 гс э в случае лабораторных образцов. Это относится и к данным табл. 222
(для алнико 580).
4 См. также D. G. Ebeling a. A. A. Burr. J. Metals, 5, 1953, р. 537—544.
5 Английский патент 442127 от 1 мая 1934; английский патент 446894 от 4 августа 1934; швей-
царский патент 19I62I от 3 марта 1936 г. и др
6 W. Zumbusch. Arch. Eisenhuttenw., 14, 1940—1941, S. 127—131.
7 Д’. Honda. H. Masumoto, J. Shirakawa. Sci. Rep. Tdhoku Univ., 23, 1934—1935, p. 365—375
См. также Metatlwirtschaft, 13, 1934, S. 425—427.
* См. также H. Neumann. Arch, techn. Messen, 1937, Z. 912—t.
66*
1044
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
обработкой в магнитном поле. Эти новые стали Хонда не нашли широ-
кого применения417). Присадка же титана до 7% в обычные сплавы ал-
нико используется для получения наивысшей коэрцитивной силы. Про-
мышленные марки стали этого типа, известные под названием алнико 250,
обладают коэрцитивной силой около 80 ка/м (1000 э) при остаточной
индукции 0,6—0,7тл (6000—7000гс) и (5/7)макс = (24-2,2) • 10®. Присад-
ки тантала и ниобия влияют подобно титану.
Обрабатываемость. Магнитные сплавы алии и алнико не поддают-
ся ни ковке, ни прокатке *. Поэтому форму им придают фасонной от-
ливкой, спеканием* 1 2, прессованием размолотого литейного скрапа с ба-
келитовой связкой3 4 *. Фасонным литьем и до настоящего времени
изготовляют большую часть постоянных магнитов. Для производства
магнитов весом более 100 г всегда экономически целесообразно приме-
нять литье. Используя отливку в земляные формы с бакелитовой связ-
кой («кронинг-процесс»), можно добиться значительного улучшения ка-
чества поверхности и избежать шлифовки.
Для изготовления магнитов весом менее 100 г все больше и больше
применяется процесс спекания. При этом способе легирующие элементы
изготовляют в виде тончайшего порошка высокой чистоты, причем алю-
миний вследствие его низкой температуры плавления и очень сильного
сродства к кислороду используют в виде лигатур — сплавов с железом,
никелем или кобальтом. Тщательно перемешанные порошки прессуют
в изделия и спекают при температурах выше 1300° С в водороде или
в высоком вакууме. При спекании происходит усадка на 10—15% в за-
висимости от давления при прессовании418). Спекаемые магниты имеют
ряд преимуществ по сравнению с литыми. В них отсутствуют усадоч-
ные раковины и обычно они имеют мелкозернистый излом. В результате
они обладают более высокой прочностью, чем литые, что имеет значение
в тех случаях, когда они работают в виде быстро вращающихся дета-
лей419). Для измерительных приборов предпочитают металлокерамиче-
ские магниты, так как они имеют лучшую поверхность и более прочную
кромку. Далее, при изготовлении магнитов спеканием возможно полу-
чить вместе с магнитом полюсные башмаки из мягкого железа, причем
сам магнит, кроме того, может быть укреплен на деталях корпуса из
железа, обрабатываемых резанием. При спекании можно получить более
точные размеры, чем при литье, так что при известных условиях можно
отказаться от шлифования. Однако плоскости, перпендикулярные к маг-
нитному потоку, целесообразно шлифовать и в металлокерамических
магнитах алии. Металлокерамические магниты в настоящее время по
своим магнитным свойствам равноценны лигым.
Преимуществом изготовления магнитов путем прессования со смо-
лой (пресс-магниты) является высокая точность получаемых размеров.
417> В Японии была предложена также (Т. Мисима и др.) мартенситная сталь для постоянных
магнитов с 2% С и 8% А1. После ковки, закалкн с 1220° С и отпуска при 500° С в течение 1 ч она
имеет Нс~ 15,84 ка/м (198 э) и Вг ~ 0,615 тл (6150 гс). В некоторых случаях она может заменить
среднекобальтовую мартенситную сталь
1 Как показали Б. Г. Лившиц и М. Н. Раевская, железоникельалюминиевые сплавы с пони-
женным содержанием алюминия, в результате легирования ниобием приобретают способноееь к
пластической деформации (см. сб. «Прецизионные сплавы. Металлургиздат, 1956). Прим. ред.
£ См. например, В W. Hotop. Stahl u. Eisen, 61, 1941, S. 1105—1109; Metall, 7, 1953, S 1—9
H. Fahlenbrach. Arch. Eisenhuttenw., 20, 1949, S. 301—304; Z. VDI, 92, 1950, S. 565—570.
3 H. Dehler. Elektrotechn Z„ 62, 1941, S. 601—606.
418) При спекании за счет взаимной диффузии компонентов образуется сплав Поэтому и нуж-
на температура выше 1300° С. Спекание следует выполнять в высокоочищенном водороде. Исполь-
зуется для этого также гидрид титана, который, диссоциируя при температуре спекания, выделяет
водород.
4’9) Прочность литых магнитов можно повысить введением в сплав небольших количеств
(^0,2%) титана или серы без ущерба для магнитных свойств.
АЛЮМИНИИ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1045
В процессе прессования можно связать детали для закрепления и по-
люсные наконечники непосредственно со смесью порошка литейного
скрапа и бакелита. Однако пресс-магниты с успехом используются толь-
ко в некоторых специальных областях. Это связано с тем, что по срав-
нению с литыми и металлокерамическими магнитами они обладают на
30—50% более низкими остаточной индукцией, (ВЯ)макс и прочностью.
В табл. 222 приведены сплавы типа алии и алнико, известные под
фирменным названием коэрцит и эрстит ’.
Таблица 222. Сопоставление свойств важнейших желевоникельалюминиевых
жглезоникельалюминийкобальтовых магнитных сплавов
Химический со-
став, %
Магнитные свойства
Обозначение
АлниЭО
Алии 120
Алнико130
Алнико 160
Алнико 190
Алнико250
АЛНИКО400*1
Алнико580*1 2
21
27
23
24
21
19
15
15
12
13
12
11
12
8
9
9
5
12
15
23
23
23
4
4
4
4
4
0,8
0,6
0,63
0,62
0,7
0,65
1,2
1,3
8000
6000
6300
6200
7000
6500
12000
13000
28
45,6
49,6
56
56
80
52
56
350
570
620
700
700
1000
650
700
9,6
9,6
11,3
12,8
14,4
17,6
38,4
48,0
1,2
1,2
1,4
1,6
1,8
2,2
4,8
6,0
0,54
0,35
0,37
0,40
0,45
0,40
1,0
1,1
5400
3500
3700
4000
4500
4000
10000
11000
17,6
25,6
30,4
32
32
44
38,4
44
220
320
380
4С0
400
550
480
550
•« Текстура в результате охлаждения в ' магнитном поле. ** Текстура в результате
направленной кристаллизации и охлаждения в магнитном поле.
4. Алюминий в сталях
с особыми химическими свойствами
Химическая стойкость при высоких температурах. Алюминий при-
обрел особое значение в качестве легирующего элемента для сталей,
обладающих хорошей химической устойчивостью при высоких темпера-
турах (см. стр. 673 и рис. 541). Однако чисто железоалюминиевые спла-
вы не обладают особой устойчивостью, так как при высокой температуре
и многократном нагреве и охлаждении оксидный слой легко отскакивает.
Поэтому эти сплавы не имеют практического значения. Лучше ведут
себя в указанных условиях сплавы железа с алюминием и хромом, более
подробно описанные в разделе «Хром» (стр. 684). В окислительной ат-
мосфере такие сплавы устойчивы до очень высоких температур. Напри-
мер, сплав с 50—55% Fe, 30—35% Сг и 10—15% А1 рекомендуется2
для использования до 1400° С 420). Напротив, в восстановительной атмос-
фере, например в водяном паре, в присутствии азота, и в особенности
хлора и его соединений, введение алюминия в железохромистые сплавы
приводит к ухудшению окалиностойкости из-за образования трещин
(см. табл. 129).
1 Речь идет о марках фирмы Крупп. Прим. ред.
2 И. И. Корнилов. Сталь, № 10, 1940, стр. 59—60.
420) Имеются сообщения, что выплавленный в вакууме сплав терменол (магнитномягкий),
содержащий 16% А1 и 3% Мо, применяется в качестве жаростойкого при температурах до 1250° С.
1046
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
Как видно из рис. 555, алюминий может способствовать повышению
устойчивости стали против действия серы при высоких температурах.
Защитные покрытия из алюминия. Кроме плакирования алюминием
путем прокатки, различают еще два способа. При первом способе, на-
зываемом алитированием, детали из железа укладывают в алюминиевый
порошок и нагревают при 1050° С. Поверхностные слои, содержащие
большое количество алюминия, покрываются жаростойкой пленкой оки-
си алюминия.
При втором способе стальные изделия после очистки поверхности
погружают в расплавленный алюминий421), причем образуется слой алю-
миния. который только впоследствии, во время работы при высокой
температуре, диффундирует в глубь железа. Так как алюминий очень
легко пристает к чистой поверхности железа, деталь сначала покрывают
слоем другого металла, который легко пристает к нему и одновременно
хорошо сцепляется с алюминием, например олово; другой способ —
пульверизация железных изделий алюминием. При первом способе дол-
жен получаться более глубокий слой, насыщенный алюминием, чем при
втором. В обоих случаях изделия при длительной службе оказываются
менее жаростойкими, чем изготовленные из гомогенных сплавов, так как
обогащенный алюминием слой с течением времени разрушается за счет
окалины или отскакивает.
Химическая устойчивость при комнатной температуре. Иногда в ли-
тературе можно встретить указания на то, что алюминий пригоден для
повышения коррозионной устойчивости сплавов железа при комнатной
температуре *. Соответствующее сопоставление приведено в табл. 223.
Таблица 223 Коррозлонная стойкость железных сплавов с высоким
содержанием алюминия по сравнению с никелевой сталью с 5% Ni
и нержавеющей сталью1
Сплав Пресная вода Морская вода
относитель- ная величина коррозионного воздействия потери в массе мг см3 на 100 г относитель- ная величина коррозионного воздействия потеря в массе мг см3 на 100 г
Никелевая сталь с 5% Ni . . . 100,0 0,36 100 1,5
Мягкое железо 68,0 0,25 53 0,8
Железоалюминиевый сплав с
10% А1 48,0 0,18 47 0,7
Железоалюминиевый сплав с
14% А1 16,5- 0,06 33 0,6
Нержавеющая сталь .... 8,0 0,03 25 0,3
1 Заимствовано из Engineering 138, 1934, р 578—580
Однако алюминий не получил практического применения для этой цели.
Следует иметь в виду, что данные, полученные на окисленных образцах,
частично могут быть связаны- с образованием оксидного слоя. Низколе-
гированные хромоалюминиевые стали несколько сопротивляются мест-
ной коррозии; примером тому могут служить трубопроводы, проложен-
421) В расплавленном алюминии предварительно растворяют около 8% Fe для предотвращения
растворения алитируемой детали В последние годы широко распространено газовое алитирование
1 A Portevm et Е Herzog Journees de la Lutte contre la Corrosion, 1939, p 260—270,
453, Pans. Chiime et Industrie.
ВЛИЯНИЕ АЛЮМИНИЯ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
1047
ные в земле. Как и во всех подобных слаборжавеющих сталях, предо-
хранение от коррозии ограничивается только некоторыми благоприят-
ными случаями. Во многих случаях, как на это уже неоднократно ука-
зывалось, именно такие стали вследствие местных явлений пассивирова-
ния становятся вдвое чувствительнее к местной коррозии, местному
разъеданию и т. д. 422).
5. Влияние алюминия
при производстве и обработке стали
Алюминий, как и кремний,— наиболее известный и энергичный рас-
кислитель из применяемых в производстве стали. Здесь можно только
еще раз подчеркнуть его значение. Известный алюмотермический метод
получения металлов свидетельствует о сильном сродстве алюминия к ки-
слороду. Особое значение в металлургическом отношении имеет также
сродство алюминия к азоту. Как правило, алюминий вводится только на
конечной стадии выплавки, обычно после предварительного раскисления
стали марганцем или кремнием. Для раскисления применяют чистый
алюминий и сплавы алюминия с кремнием и марганцем. Сплавы вводят
чаще всего в печь, но иногда и в ковш; раскисление чистым алюминием
производят обычно в ковше; иногда его дают также и в изложницы при
отливке слитков.
Чтобы уменьшить потери на угар и более точно дозировать количе-
ство алюминия, для введения его целесообразно применять трубы, в ко-
торые заплавляется алюминий и которые расплавляются только
в жидком металле Продукты раскисления алюминием отличаются
высокой температурой плавления и мелким размером частиц. Введение
-0,1 % А1 становится уже заметным при разливке. В струе металла алюми-
ний окисляется, и образующиеся при этом выделения окиси алюминия
делают сталь менее жидкотекучей. Сталь «мажет», и поверхность слит-
ков не получается чистой, особенно при высоком содержании алюминия.
При введении алюминия в печь необходимо учитывать сильное взаимо-
действие его со шлаком (восстановление кремния и т. д.). Поэтому це-
лесообразно не допускать попадания в ковш печных шлаков, особенно
мартеновских, и прикрывать алюминиевую сталь особым защитным
шлаком.
Раскисление алюминием становится заметным благодаря присутст-
вию в стали глинозема. На рис. 849 показано неравномерное распреде-
ление включений окиси алюминия.
При введении алюминия в стальную ванну, как и в случае крем-
ния, наблюдается энергичное выделение тепла. Это обусловлено не только
взаимодействием алюминия с кислородом, но и чистым эффектом ле-
гирования * 1 2. Энергия связи алюминия с железом значительна и дости-
гает максимума при концентрациях, близких к составу химических сое-
динений. Этим объясняется способность алюминия к алюмотермической
реакции, в особенности, когда он взаимодействует со шлаком, богатым
окислами. Таким образом, алюминий можно применять для восстанов-
ления шлаков. При таком восстановлении, когда алюминий дают, на-
42?) Магнитострикционные сплавы, в частности сплав Fe 4- 14% AU нестойки против воздей-
ствия морской воды. Поэтому при использовании их в подводной локации требуется защитное
локрытне.
1 F. Wever u. W. Koch. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 264—271.
2 F. Korber, IF. Oelsen, W. Middel u. /7. Lichtenberg. Stahl u. Eisen, 56, 1936, S. 1401—1411.
1048
АЛЮМИНИИ В СТАЛИ
пример, на шлак в виде порошка, часто можно наблюдать заметную
десульфурацию; в результате такого процесса восстановления шлаков,
как это было заведено у Круппа еще в начале столетия, при основном
мартеновском процессе удается получить металл, по качеству не усту-
пающий полученному в электропечи. Влияние алюминия на величину
зерна и др. связано прежде всего с образованием нитридов алюминия
(см, стр. 1023). Подтверждением этому может служить также и тот
факт, что измельчение зерна в электростали могут вызвать уже сравни-
тельно малые количества алюминия. Вследствие того что сродство алю-
миния к кислороду больше, чем к азоту, для получения мелкозернистой
стали его следует вводить в сталь только после тщательного предвари-
тельного раскисления по расчету. Возможность влиять на прокаливае-
мость введением алюминия особенно важна для углеродистых инстру-
ментальных сталей, так как в легированных слабое влияние алюминия
чаще всего значительно перекрывается влиянием легирующих элемен-
тов.
Влияние алюминия на устойчивость стали против старения будет
описано в разделе «Азот» (стр. 1105).
Введение алюминия в сталь не приводит к связыванию водорода.
Напротив, образующаяся окись алюминия в значительной степени может
адсорбировать водород и, таким образом, замедлять его выделение при
затвердевании. Это может быть, например, причиной образования пу-
зырей, иногда появляющихся в сплавах, содержащих алюминий.
При дальнейшей обработке алюминиевая сталь не обнаруживает
никаких характерных особенностей. При содержании в стали более
1 % А1 окалина, образующаяся при ковке и прокатке, обогащается
окисью алюминия. Влияние этого непластичного и очень жаростойкого
слоя окалины при прокатке проявляется в'росте отношения уширения
к вытяжке. В структуре наружных слоев прокованных и прокатанных
стальных заготовок после отжига в атмосфере с низким содержанием
кислорода часто наблюдаются мельчайшие включения окиси алюминия,
появление которых вызывается кислородом, диффундирующим снаружи.
Этот процесс надо специально отметить, так как он показывает, что
появление включений может быть вызвано веществом, проникающим
извне.
Включения окиси алюминия при температуре горячей деформации
непластичны, и поэтому они не деформируются. Они появляются в струк-
туре в виде прерывистых цепочек или пленок, напоминающих ожерелье,
и поэтому понижают свойства, особенно в поперечном направлении.
Влияние алюминия на поведение стали при сварке еще не изучено.
Обычно алюминий, содержащийся в сварочной проволоке, полностью
переходит в шлак и вследствие присутствия включений окиси алюминия
отрицательно влияет на образование хорошего флюса и на плотность
сварного шва. Алюминий, остающийся в свариваемой стали после рас-
кисления, либо не влияет на качество сварки расплавлением (в отноше-
нии жидкотекучести, плотности и т. п.), либо влияет незначительно. Что
касается возможности образования трещин в результате сварки, то мел-
козернистая сталь, раскисленная алюминием, ведет себя лучше, чем
крупнозернистая (см. стр. 437). Если же алюминий применяется в боль-
ших количествах как легирующий элемент, то его влияние на поведение
при сварке столь же отрицательно, как и кремния. На сварку давлением
алюминий, даже присутствующий в стали как продукт раскисления
(окись алюминия), действует неблагоприятно.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО — МЕДЬ
1049
Л. Медь в стали
1. Общая часть
а. Система железо — медь
На рис. 818 представлена система железо — медь. Медь расширяет
область у-железа. Как в области у, так и в области а имеются значи-
тельные разрывы в растворимости. Растворимость меди в у-фазе до
Содержание меди, У. (отомн.)
Рис. 818. Диаграмма состояния двойной системы железо —
медь [по В. /V. Daniloff. Metals Handbook, Amer. Soc. Met.
Cleveland, 1948]
Рис. 819. Железиая сторона системы железо — медь [по
В. N. Daniloff. Metals Handbook. Amer. Soc. Met., Cleveland,
1948, p. 1196]
9% при 1094° С больше, чем в а-растворе. Интерметаллические соедине-
ния в системе железо — медь не наблюдаются.
На рис. 819 приведена в увеличенном масштабе железная сторона
системы железо — медь. Максимальная растворимость меди в а-железе
составляет 1,4% при 850° С; ранее ее принимали равной 3,5% Си. Пр»
1050
МЕДЬ В СТАЛИ
снижении температуры растворимость меди быстро снижается и при
комнатной температуре составляет меньше 0,2%. При легировании же-
леза медью следует ожидать, что 4э-электроны меди будут заполнять
З^-уровень железа, вследствие чего с увеличением содержания меди точ-
ка Кюри сместится в сторону более низких температур. Действительно,
точка Кюри несколько снижается (рис. 819), однако вследствие значи-
тельного разрыва в растворимости это можно проследить только при
относительно малых содержаниях меди. Следует ожидать такого же
влияния меди на магнитное насыщение железа. По тем же причинам
Рис. 820. Механические свойства стали в зависимости от
содержания углерода и содержания меди [по F. Neht.
Stahl u. Eisen, 50, 1930, S. 678—686]
насыщение должно снижаться сильнее в области растворимости, чем
при простом смешении с медью, что в действительности и наблю-
дается
Из диаграммы состояния железо — медь (см. рис. 818) вытекают две
различные возможности термической обработки на дисперсионное твер-
дение:
а) быстрое охлаждение из a-области, т. е. с температуры до
~850° С, при содержании до 1,5% Си и отпуск.
б) быстрое охлаждение из у-области, особенно сплавов с более вы-
соким содержанием меди. При этом сначала происходит превращение
у-раствора в пересыщенный а-раствор, из которого в процессе отпуска
выделяется избыточно растворенная медь. Таким образом, последова-
тельно происходят твердение, обусловленное превращением, и диспер-
сионное твердение.
Эти возможности термической обработки были установлены Кинне-
ром* 2 и подробно изучены Нейлем3, а также Бухгольцем и Кесте-
ром 4.
Вследствие сходства систем железо — медь и железо — углерод с
повышением содержания меди уже в прокатанном состоянии должно на-
блюдаться увеличение предела прочности. Эта аналогия подтверждается
рис. 820. Следует особо отметить, что при легировании медью получает-
ся более высокое отношение предела текучести к пределу прочности,
’ A Kussmann и. В. Scharnow. Z. Phys., 54, 1929, S. 1—-15.
2 И. В. Kinnear. Amer. Patent, № 1607086, 1926, lion Age, 128, 1931, p. 696—699 a. 820—824.
3 Г Nehl. Stahl u. Eisen, 50, 1930, S 678—686.
4 H Buchholtz u. W. Koster Stahl u. Eisen, 50, 1930, S. 687—695.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО —МЕДЬ
1051
чем в сплавах железо — угле-
род, причем это отношение с
повышением содержания меди
растет. В зависимости от ско-
рости охлаждения и содержа-
ния меди уже при охлаждении
после прокатки протекают про-
цессы выделения, приводящие
к увеличению предела текуче-
сти. Это относится также и к
нормализованному состоянию.
а. Дисперсионное твердение
после охлаждения из а-области
Если поперечное сечение
образца не очень велико, то
при предельном содержании
меди в a-фазе при 850° С уда-
ется даже путем воздушного
охлаждения получить пересы-
щенный раствор меди в желе-
зе. Однако при большом сече-
нии образцов необходима за-
калка в масле или в воде. От-
пуск пересыщенного медью а-
твердого раствора вызывает
характерное для процессов вы-
деления изменение механичес-
Рис. 821. Механические свойства медистой стали
с 1% Си и 0,08% С в зависимости от температуры
отпуска [по F. Nehl. Stahl u. Eisen, 50, 1930,
678—686]
ких свойств (рис. 821). В результате отпуска при 500—550° С предел
прочности и предел текучести значительно увеличиваются, причем осо-
0,057.0; 0,327. Si; 0217. Ни; 0.03П,Р;0.0т.5;2Л/Си
Вылеживания Температура отпуска, ‘С
при 20°С
Рис. 822. Влияние температуры получасового отпуска на
твердость a-железа, пересыщенного одновременно угле-
родом и медью [no В. Buchholtz u. W. Koster. Stahl
и. Eisen, 50. 1930, S. 687—695]
бенно существенно увеличение предела текучести. Снижение ударной
вязкости характерно для процессов выделения.
В зависимости от своего содержания в железомедных сплавах и ме-
дистых сталях медь после прокатки или после нормализации находится
частично в выделениях, а частично еще в растворе. В соответствии
1052
МЕДЬ В СТАЛИ
с этим во многих случаях можно путем отпуска при температуре около
500° С термически не обработанной или нормализованной медьсодержа-
щей стали дополнительно повысить предел прочности и предел текуче-
сти 423\ Температура отпуска, при которой достигается максимальная
твердость вследствие выделения меди, значительно выше температуры,
при которой получается максимальная твердость вследствие выделения
углерода из a-твердого раствора. Поэтому в малоуглеродистой стали, со-
держащей медь, можно после достаточно резкого охлаждения при за-
калке раздельно наблюдать оба процесса отпуска (рис. 822).
р. Дисперсионное твердение
после охлаждения из у-области
Совместное действие твердения при превращении и дисперсионного
твердения в стали с высокий! содержанием меди видно из рис. 823. При
повышении температуры закалки выше точки Аз в связи с различной
Рис. 823. Влияние отпуска иа твердость железомедною
сплава с 0,04% С и &•/« Си после закалки с различных тем-
ператур [по И. Buchholtz н. W. Koster. Stahl u. Eisen, 50.
1930, S. 687—695]
закалки на твердость и удель-
ный вес железомедиого сплава
с 0,04% и 5% Си [по Buch-
holtz и. W. Koster. Stahl и Ei-
sen, 50, 1930, S. 687-695]
растворимостью меди в у- и a-твердых растворах твердость повышается
скачкообразно. В рассматриваемом случае высшее значение твердости
достигается при быстром охлаждении с 900° С и последующем отпуске
при 400°С. Известно, что у сплавов с у — a-превращением температура
максимального твердения при отпуске ниже, чем у сплавов, не претер-
певающих превращений (см. стр. 935) .Таким образом, и в случае ме-
дистых сплавов обусловленные фазовым превращением внутренние на-
пряжения вызывают более раннее начало выделения. При закалке
железомедистых сплавов с температур выше критических наблюдаются
более значительные, чем при закалке из a-области, изменения удельного
веса, которые следует поставить в связь с искажением решетки
(рис. 824).
Коэрцитивная сила и электропроводность изменяются при различ-
ных вариантах процессов закалки и дисперсионного твердения обычным'
423> Согласно нашим исследованиям, медь заметно упрочняет нормализованную сталь и на-
ходясь в пересыщенном твердом растворе.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО —МЕДЬ
1053
образом. В магнитных сплавах алнико путем присадок меди можно
улучшить магнитные характеристики, так как медь ускоряет процесс вы-
деления и ослабляет замедляющее действие кобальта, (см. выше
стр. 1040).
б. Сплавы железо — медь — углерод
Система железо — медь — углерод, исследованная до содержания
30% Си и 5% С1, нуждается еще в некотором корректировании. Угле-
род уже до 0,2% сильно увеличивает разрыв в растворимости в системе
железо — медь 1 2-3 4. При содержаниях углерода до 1,7% сплавы могут
быть выплавлены с содержанием меди до 15%. Медь смещает перлитную
точку в сторону более низкого со-
держания углерода. Возможно,
однако, что это лишь кажущееся
явление. При высоком содержа-
нии меди и углерода медь благо-
приятствует выделению углерода
отжига4. Влияние меди на про-
цессы превращения железа при
переохлаждении не очень велико.
При введении меди общий макси-
мум превращения для перлитной
и промежуточной областей нес-
колько смещается в сторону бо-
лее продолжительного времени,
в то время как температура Ms
практически не изменяется 424).
Вследствие уменьшения крити-
ческой скорости закалки при вве-
дении меди прокаливаемость
улучшается (рис. 825). Так как
при выплавке стали в больших
количествах используется скрап,
выплавляемые при недостаточно
тщательном подборе шихты стали
«содержат обычно примерно 0,2%
Си.
Рис. 825. Зависимость глубины закалки сталей с
0,9% С от содержания меди [no И. Bennek.
Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 160—164]
Чувствительность стали к перегреву при присадке до 0,6% меди
практически не изменяется 5, а при содержании ее от 0,6 до 2% увели-
чивается. Максимальная достижимая твердость стали при присадке
меди практически не изменяется.
В процессе отпуска закаленных сплавов железо — углерод — медь
наблюдаются изменения механических свойств, обусловленные выделе-
нием дисперсных частиц меди в интервале от 400 до 500° С. Это тверде-
ние компенсирует смягчающее воздействие отпуска на мартенсит. При
азотировании (см. раздел «Азот», стр. 1119) содержание меди свыше
1 Т. Jshiwara, Т. Yonekura а. Т. Ishigaki. Sci. Rep. Tdhoku Univ., 15, 1926, p. 81—114.
2 K. Jwas£ M. Okamoto a. T. Amemiya. Sci. Rep. Tdhoku Univ., 26, 1938, p. 618—648.
3 К. M. Simpson a. R. T. Banister. Metals and Alloys, 7, 1936, № 4, p. 88—94.
4 A. F. Stogov u. W. S. Messkin. [А. Ф. Стогов и В. С. Меськин]. Arch. Eisenhuttenw., 2.
1928—1929, S. 321—331.
424> По данным советских исследователей медь понижает мартенситную точку, хотя и не
«очень сильно.
' Я. Bennek. См. подпись к рис. 825.
i054
МЕДЬ В СТАЛИ
0,5% влияет неблагоприятно На это следует обратить особое внима-
ние, так как весьма заманчиво было бы рассчитывать на то, что путем
присадки меди можно вызвать в процессе азотирования дисперсионное
твердение и серьезно улучшить механические свойства. Основной при-
чиной ограниченного применения меди в стали, несмотря на рассмотрен-
ное благоприятное действие (дисперсионное твердение) является склон-
ность медистых сталей к образованию поверхностных трещин при го-
рячей обработке давлением. Поэтому медь расценивается в общем каю
вредная примесь в стали 425>.
2. Медь в инструментальных
и конструкционных сталях
В инструментальные стали медь начали вводить уже во второй по-
ловине прошлого столетия. Так, фирма Крупп для изготовления валков
для холодной прокатки благородных металлов — золота, серебра и др.,
применяла, например, сталь состава: 0,8% С; 0,25% Si; 0,3% Мп; 0,05—
0,06% Р и 0,25—0,3% Си. Медь в этой стали способствовала, по данным,
архива фирмы Крупп, улучшению прокаливаемости и полируемости.
Все же присадка меди к инструментальной стали не получала сколь-
ко-нибудь существенного применения. Это объясняется главным образом
тем, что такое же повышение прокаливаемости может быть достигнуто,
и при том гораздо более экономично, использованием других легирую-
щих компонентов, не оказывающих вредного влияния. Присадка меди,
к быстрорежущей стали производительность резания не повышала
и ухудшала ковкость. Поэтому присадки меди к инструментальной стали
не нашли применения.
Напротив, конструкционные стали, легированные медью, приобрета-
ли большое значение в технике. Основанием для введения меди в сталь,
в первую очередь явилось достигаемое при этом повышение коррозион-
ной стойкости в атмосфере (см. стр. 1064). Полезное влияние меди на
предел прочности и особенно на предел текучести сталей было установ-
лено значительно позже. Рассматривая влияние меди на механические-
свойства стали, необходимо учитывать различие между сталями, содер-
жащими меньше 0,3% Си. когда эффект дисперсионного твердения отсут-
ствует, и сталями, содержащими больше 0,3% Си, когда дисперсионное
твердение перекрывает воздействие на процессы превращения. При со-
держании меди меньше 0,5% влияние ее на предел прочности и предел
текучести незначительно, особенно в отожженном состоянии1 2. При уве-
личении скорости охлаждения это влияние усиливается, так как медь
повышает восприимчивость к закалке3. В нормализованном состоянии
мягкая сталь с содержанием меди до 0,5% обнаруживает незначительное
увеличение предела текучести и предела прочности, в то время как
1 Sato. Shun-IchL Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs, Iron and Steel Division, 1930.
p. 192—208.
425> Эти утверждения неправильны. Медь в настоящее время используется в ряде случаев как
легирующий элемент, особенно если в стали содержится и некоторое количество никеля, предотвра-
щающего образование поверхностных трещин при горячей обработке (см. ниже, стр. 1077). При-»
этом улучшаемые детали отпускают при температурах несколько выше соответствующих максимуму
дисперсионного твердения (выше интервала 400—550° С), т. е. последнее обычно используется не-
полностью. Как вредная примесь медь, следовательно, ие рассматривается, однако в практике
иногда проявляется опасение (в большинстве случаев необоснованное), что отходы медистой стали
«загрязнят» медью шихту, которая может пойти на выплавку безникелевой стали.
2 И. Bennek. Stahl u. Eisen, 55, 1935, S 160—164.
3 E. Houdremont, H. Bennek u H. Neumetster, Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 2, 1939,»
S. 99—114; Arch. Eisenhiittenw., 13, 1939—1940, S. 137—148.
МЕДЬ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1055
в сталях с более высоким содержанием углерода это влияние выражено
сильнее, хотя и остается относительно небольшим (рис. 826). При иссле-
довании марганцовистой строительной стали типа St 52 (0,16—0,20% С;
1,4—1,6% Мп и 0,15—0,45% Си) с содержанием меди на верхнем преде-
ле найдено построением частотных кривых при сильном рассеянии мак-
симальное повышение предела текучести на 10—40 Мн!м1 2 (1—4 кГ/мм2)
и предела прочности на 20 Мн[м2 (2 кГ/мм2). При отпуске на 450—550° С
дополнительно повышается предел текучести при незначительном изме-
нении предела прочности, причем в стали с 0,45% Си значительно силь-
нее, чем в стали с 0,15% Си. Это должно быть хотя бы частично объяс-
нено выделением меди
В сталях, содержащих больше 0,5% Си, влияние меди зависит также
от вида термической обработки. В отожженном состоянии нужно ожи-
Рис. 826. Влияние медн на механические свойства нормализо-
ванного мягкого железа, мягкой углеродистой стали и углеро-
дистой стали средней твердости [по С. Е. Williams u. С. Н.
Lorig. Metals and Alloys, 7, 1936, № 3, S. 57—631
дать незначительных различий в свойствах сталей с разным содержани-
ем меди. Напротив, в кованом и катаном материале, так же как и в нор-
мализованном, все зависит от того, в какой мере медь выделилась при
охлаждении. Повышение предела текучести за счет дисперсионного
твердения проявляется часто в полной мере лишь при отпуске на 450—
500° С. Характерно, что предел текучести при дисперсионном твердении
увеличивается значительно сильнее, чем предел прочности (рис. 826).
В связи с повышением медью предела текучести и коррозионной
стойкости низколегированные стали с 0,2%—1% Си получили примене-
ние в качестве строительных. В табл. 224 сопоставлены такие строи-
тельные стали и приведены также характеристики германской строитель-
ной стали St 52. В настоящее время содержание меди техническими
условиями не предусматривается, так как неизбежное по составу шихты
наличие меди в стали в количестве около 0,2% в достаточной степени
повышает ее стойкость против атмосферной коррозии. Как уже было от-
мечено, присутствие в таких сталях до 0,5% Си повышает предел теку-
чести лишь незначительно [от 10 до 40 Мн/м2 (1—4 кГ/мм2)]. Выплавляе-
мые за границей2 низколегированные стали повышенной прочности
также большей частью содержат медь примерно в указанных количест-
1 См. также ЕЕ Neumeister u. Н. J. Wiesier. Stahl и. Eisen, 65, 1945, S. 1—9.
2 По отношению к ФРГ.
Таблица 224. Химический состав и свойства в прокатанном состояний
медистых низколегированных строительных сталей повышенной прочности*1
Сталь Химический состав, % Размеры, леи Предел текучести Предел прочности Удлинение, %
с Мп Si Си Ni Сг Мо Р кГ/мм* Мн/мг кГ/мм2 продольные образцы поперечные образцы
St 52 (современ- ные технические условия) St 52 (старые типы) Хромансил А (Cromansil) Хромансил В (Cromansil) Кортеи (Сог-Теп) Мантен (Man-Ten) Силтен (Sil-Ten) Йолой (Joioy) R. D. S. 1 R. D. S. 1А Hi-Steel Н. Т. 50 Йалтен (Jal-Ten) Майяри R (Mayari) A W. Dyn-EI ** Данные об ловия Deutsche Ви <0,20 0,15— 0,20 0,15— 0,20 0,15— 0,20 0,15— 0,20 <0,17 <0,25 <0,10 <0,30 <0,40 0,05— 0,25 <0,12 <0,30 <0,12 <0,12 <0,35 <0,14 0,ll- о.14 Ш'рикаг ndesbah <1.5 1 ,2—1,5 0,4—0,8 0,7—1,1 0,9—1 ,2 1,05—1,40 1,05—1,40 0,1—0,5 1,1—1,7 >0,60 0,3—0,9 0,5—1,0 0,5—1.0 0,5—07 >0,20 1,25—1 ,75 0,5—1,0 0,5—0,8 ских сталях П TL 918, 1Е <0,55 <0,5 0.9—1,1 0,2—0,4 0,2—0 ,4 0,6—0,9 0,6—0,9 0,5—1 ,0 <0,30 >0,20 1,0—0,25 <0,30 <0,10 <0,30 0,05—0,50 приведены в >6, дек. 1951 <0,55 0,40—0.55 До 0,40 0,3—0,5 >0,20 >0,20 0,85—1, 10 0,5—1,5 0.5—1 ,5 0,9—1 ,25 >0,35 <0,40 0,5—07 0,3—05 о Е F Сон г. 1 ,5- 2,0 0,5— 1,0 0,5— 1,0 0,45— 0,65 >0,50 0,25— 0,7 е, Meta 0,25— 0,35 0,8— 1.1 0,3 — 0,6 0,5— 1,5 0,2— 1.0 Is and / 0, io- о.15 (>0,15 V) « >0,1 >0,1 >0,05 Hioys, 9, 1 0,1 — 0,2 <0,04 <0,04 <0,10 <0,04 0,1 — 0,15 0,05— 0,15 <0,04 0,04— 0,12 0,06— 0,10 Э38, S «5 1 О 1 Q ™ 1 1 1 111 1 1 1 1 ।1 1 7 v со ' 1 сч 360 350 340 320—380 330—390 >350 >350 >320 360—480 >390 >490 385—420 >350 >350 >350 360—420 . *г 1 = 50 >36 >35 >34 32—38 33—39 >35 >35 >32 36—48 >39 >49 38,5— 42 >35 >35 >35 36—42 леи * 520—620 500—640 500—640 530—630 600—700 >500 >560 560—670 490—670 >490 >630 >530 460—530 >560 >490 470—540 Z= 200 м 52—62 50—64 50—64 53—63 60—70 >50 >56 56—67 49—67 >49 >63 >53 46—53 >56 >49 47—54 я. Т 24 22 22 >22*’ >20*’ >18*» 21—27*» 25*» 15*» >20*» 25—28*» >20*» 25*» ехнические 21 19 19 УС-
МЕДЬ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1057
вах. Часто только из рекламных или патентных соображений на рынок
выпускаются стали самого разнообразного состава. Едва ли можно на-
звать доступную по стоимости комбинацию легирующих элементов, ко-
торая не была бы разрекламирована применительно к строительным
сталям повышенной прочности. Важное преимущество введения меди с
целью повышения предела текучести заключается в том, что при сварке
медистой стали не наблюдается сильной подкаливаемости в зоне терми-
ческого влияния 426>. В качестве типичного недостатка следует отметить
склонность к образованию поверхностных трещин при горячей обработ-
ке медистых сталей.
Присадка меди может быть полезной и в других конструкционных
сталях, например для крупных поковок (табл. 225). Влияние меди на
предел текучести при отпуске заметно даже при диаметре изделия
Таблица 225. Механические свойства марганцевомедистой стали
с 0,16% С; 0,36% Si; 1,12% Мп и 0,87% Си (диаметр поковки 300 мм)
Термическая обработка Положение образца (про- дольного) Предел текучести Предел прочности Удлинение (Z„>5d), % Сужение, % Ударная вязкость
5 5= 1 к I 1 Мдж/м* % ье
После ковки, без обработки К 320 32 553 55,3 32,0 49 1,49 14,9
с 300 30 530 53,0 24,0 32 1,19 11,9
После ковки, 9 ч, 450° С,
воздух к 480 48 650 65,0 26,0 56 0,57 5,7
с 440 44 637 63,7 21,0 43 0,32 3,2
После ковки, 3 ч, 500° С, воз-
дух к 460 46 628 62,8 26,7 52 1,01 10,1
с 420 42 584 58,4 22,5 32 0,45 4,5
к 480 48 632 63,2 24,3 51 1,19 11,9
После ковки, 1 ч, 525° С,
воздух к 420 42 610 61,0 20,3 36 0,32 3,2
с 38 592 59,2 23,3 63 —
850° С, масло 850° С, масло, 9 ч, 450° С, к 52
воздух . ... к 52 669 69,9 25,0 59 — —
с 48 628 62,8 23,7 44
850° С, масло, 3 ч, 500° С,
воздух к 480 46 637 63,7 23,7 58 — —
с 460 42 601 60,1 20,7 41 —— —•
850° С, масло, 1 ч, 525° С,
воздух к 420 44 619 61,9 22,5 58 — —
с 440 40 575 57,5 22,0 39 -— -—.
900° С, воздух 900° С, воздух, 9 ч, 450° С, к 400 32 553 55,3 31,7 68 — —
воздух к 320 46 663 66,3 26,0 56 — —
с 460 44 632 63,2 22,0 43 — -—
900° С, воздух, 3 ч, 500° С,
воздух . . . . к 420 42 628 62,8 25,0 64 — —-
с 420 42 601 60,1 23,5 49 —- —-
900° С, воздух, 1 ч, 525° С, к 420 42 610 61,0 25,0 64 — —
с 400 40 592 59,2 22,5 47 — —
Примечание. С — сердцевина; К — край.
426> Если медистая сталь перед сваркой была упрочнена дисперсионным твердением, то воз-
можно даже понижение твердости в околошовноЙ зоне, вызванное коагуляцией дисперсной фазы
при температурах, превышающих температуру предварительного отпуска.
07 Э. Гудремон, т. II
1058
МЕДЬ В СТАЛИ
500 мм, что обусловлено легкостью подавления дисперсионного тверде-
ния при охлаждении. Приведенные в табл. 225 свойства марганцевоме-
дистой стали примерно совпадают со свойствами аналогичных хромоме-
дистых сталей. Путем дополнительной присадки никеля, хрома и молиб-
дена можно существенно повысить способность к сквозному улучшению,
в то же время присадка меди обеспечивает необходимое добавочное по-
вышение предела текучести при отпуске.
Повышение прокаливаемости в результате присадки меди означает
в конструкционных сталях повышенную способность к сквозному улуч-
шению. При этом на основании литературных данных очень трудно от-
делить влияние меДи на процессы превращения от воздействия ее на
дисперсионное твердение. Неоднократно предлагалось применять медь
Рис. 827. Прочность при повышенных температурах листов
из отпущенных медистой и углеродистой сталей примерно
равной исходной прочности [по F. Nehl. Stahl u. Eisen, 50,
1930. S. 678-686]
в сочетании с хромом и никелем в высококачественных улучшаемых ста-
лях. Так, например, Гренэ 1 и Кламер1 2 предлагали частично заменить
никель медью в хромоникелевых сталях 427*. Вопросам влияния меди
в улучшаемых сталях посвящено много работ 3.
Поскольку медь выделяется из раствора при 350—500° С, она повы-
шает прочность при повышенной температуре и в первую очередь пре-
дел текучести (рис. 827). Однако при 500° С в течение 100 ч и более со-
противление ползучести падает в связи с постепенным затуханием про-
цессов выделения и предел ползучести по DVM оказывается едва ли
выше, чем у нелегированной стали.
Увеличение теплоустойчивости под влиянием меди существенно, по-
этому в пределах 300—400° С, в этой температурной области предел
текучести становится надежным показателем длительной прочности при
1 L. Grenet. Iron Steel Inst., 95, 1917, p. 107—114; Stahl u. Eisen. 37, 1917, S. 931.
2 G H. Clamer. Proc. Amer. Soc. Test. Mat-, 10, 1910, p. 267—279; Cp.: Stahl u. Eisen, 39.
1910, S. 1730.
427) Согласно исследованиям В. А. Делле [103], в конструкционных сталях, особенно работаю-
щих в условиях ударных нагрузок, половину количества никеля можно заменять равным количе-
ством медн При этом исходят из того, что влияние меди иа склонность стали к хрупкому разру-
шению приближается к влиянию никеля.
3 Р. Breuil. J. Iron Steel Inst., 74, 1907, p. 1—78; G. H. Clevenger a. B. Ray. Trans Amer.
Inst. Mln. Met. Engrs., 47, 1913, p. 523—568; cp.: Stahl u. Eisen 34, 1914, S. 684—686; A. F. Siogov u.
W. S. Messkin [А Ф Стогов и В. С Меськину Arch. Eisenhiittenw, 2, 1928—1929, S. 321—331, L. Per-
soz. Foundry Trade J., 40, 1929. p. 181; Aciers spec. 3, 1928, p. 259—262; IF. Radeker. Mitt. Forsch.
Inst. Ver. Stahlwerke Dortmund, 3, 1932—1933, S. 173—198; H. Bennek. Techn. Mitt. Krupp, 2, 1934,
S. 129—133; Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 160—164.
МЕДЬ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1059
повышенных температурах, что имеет значение, например применительно
к котельным барабанам (табл. 226, стр. 1060). Для уменьшения чувстви-
тельности к образованию поверхностных трещин при обработке
в медистые стали вводят никель примерно в том же количестве, что и
медь. Присадкой молибдена прочность при повышенных температурах
может быть повышена еще больше. На рис. 828 приведена диаграмма
превращений при непрерывном охлаждении медноникельмолибденовой
стали. Для облегчения практического использования кривых на диаг-
раммы нанесены также кривые охлаждения прутков диаметром 25 мм
Рис. 828. Диаграмма превращения для непрерывного охлаждения медноникелевой стали
с 0,19% С; 0,38% Si; 1,12% Мп; 0,28% Сг; 0,98% Си; 0,27% Мо и 0,79»/. Ni с кривыми
охлаждения для различных процессов термической обработки [по F. Nehl u. A. Rose.
Stahl и. Eisen, 74, 1954, S. 1054—1062]:
Л — область аустенита, Ф — область выделения феррита; П — область образования
перлита; Пр — область образования бейнита (промежуточной структуры); М — область
образования мартенсита. Цифры в кружках—твердость HRC—HRB; цифры без круж-
ков — доля структурных составляющих, %
на воздухе (обозначено L), а также барабана с толщиной стенки около
70 мм на воздухе (обозначено О) и с печью (обозначено ОО) из мед-
ноникелевой стали без молибдена. Присадка молибдена настолько сме-
щает перлитную область медноникельмолибденовой стали, что структу-
ра, состоящая почти полностью из феррита и бейнита, получается
только при медленном охлаждении с печью наиболее толстостенного из-
делия. Из рис. 829 видно, что вызванное молибденом смещение превра-
щений в промежуточную область и достигнутое при этом улучшающее
действие совместно с влиянием меди приводят к значительному повыше-
нию предела текучести при комнатной и повышенных температурах. Как
видно из рис. 828, несмотря на значительное смещение перлитной обла-
сти промежуточная область простирается еще до высоких скоростей ох-
лаждения. Это обстоятельство, а также относительно низкое содержание
67*
Таблица 226. Химический состав и механические свойства медистых сталей для котлостроения*1
Вид стали Химический состав, % Предел текучести, при
с si Mn Cr Cu Mo NI 20° С 400° С 500° С
Мн1мг кГ/мм2 Мн/м* кПммг Мн'мг кГ!ммг
Медистая сталь 0,12 0,16 0,65 0,85 334 33,4 225 22,5 181 18,1
( 0,11 0,18 0,80 —~ 1,05 .— 1,34 390 39,0 260 26 250 25
Медисто-никелевые стали . . . { 0,19 0,33 0,71 — 0,95 — 1,31 423 42,3 >220 >22 180 >18
1 0,27 0,32 0,67 —. 0,89 .— 1,50 453 45,3 >260 >26 200 >20
j 0,09 0,54 0,20 0,30 260 26,0 170 17 160 16
Медисто-молибденовые стали . . 1 0,14 0,20 0,61 — 0,22 0,34 — 305 30,5 225 22,5 200 20
Медисто-никелемолибдеиовые ста- f 0,15 0,42 0,98 0,42 1,06 0,34 0,88 440 44,0 360 36,0*2 — —
ЛИ I 0,21 0,51 1,34 0,23 1,10 0,34 0,98 540 54,0 510 51,0*2 — —
Продолжение табл. 226
Вид стали Предел прочности, при Удлинение, %, при Сужение, % при 2о° С Предел ползучести по DVM (гарантированные значения) при
20е С 400° С 500° С О о CN о о Э oOOS 400° С 450» С 500» С 550» С
Л I 1 ь: Л зг кГ[мм* з з I fe м °. а 1 з j fe
Медистая сталь 474 47,4 435 43,5 296 29,6 26,0 28,5 26,7 60,0 100 10 60 6 40 4 30 3
(528 52,8 510 51 390 39 25,0 36 22 61,6 160 16 80 8 50 5 40 4
Медисто-никелевые стали . . . <594 59,4 450 >45 350 >35 19,1 — — 51,3 180 18 100 10 60 6 40 4
(667 66,7 480 >48 360 >36 22,0 -— 50,0 200 20 120 12 60 6 30 3
Медисто-молибденовые стали . . /420 42,0 410 41 290 29 28,0 . — — 66,0 140 14 120 12 90 9 40 4
/460 46,0 490 49 365 36,5 20,5 — —. 56,7 170 17 150 15 120 12 50 5
Медисто-никелемолибденовые ста- /610 61,0 580 58,0*2 580 — — — .— — _— — — — — — — —
ЛИ /720 72,0 700 70,0*2 700 —
*i Частично заимствовано из F. Nehl. Stahl u. Eisen, 50, 1930, S. 678—686. Warme, 54, 1931, Techn, Mitt. Essen, 30, 1937, S. 333—354. *2 При 350° C.
МЕДЬ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ И КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ
1061
углерода в стали обусловливают сравнительно незначительную подка-
ливаемость при сварке: превращение в зоне термического влияния про-
текает главным образом в промежуточной области.
Следовательно, таким образом можно обеспечить высокий предел
текучести при одновременно хорошей свариваемости 428).
Для деталей, отливаемых в земляные формы, а также получаемых
путем центробежного и прецизионного литья, например зубчатых колес.
Рис. 829. Механические свойства медисиикелевой и медиоиикелемолибдено-
вой сталей после нормализации (скорость охлаждения около 10° С/мин} с
заключительным стабилизирующим нагревом при 600° С [по F. Nehl и.
A. Rose. Stahl и. Eisen, 74, 1954, S. 1054—1062]
Сталь
Мп Si Al Сг Си Mo Ni
0,15
0,15
0,21
1 ,00
0,98
1,34
0,3
0,42
0,51
0,034
0,42
0,3
0,95
1,06
1,0
0,34
0,89
0,88
0,99
в США применяют стали с 1—2% Си (табл. 227). Однако и в не содер-
жащих меди легированных сталях удается получать такие же механи-
ческие свойства. Таким образом, только для повышения механических
свойств отливок присадка меди имеет малое значение; более существен-
ным является улучшение медью жидкотекучести стали, что важно при
отливке сложных по форме и тонкостенных деталей.
В металлокерамических изделиях на основе порошков железа медь
при температуре спекания образует жидкую фазу, что в связи с большой
взаимной растворимостью обоих металлов при этой температуре приво-
дит к интенсивному ходу спекания. Кроме того, повышается прочность
428) В качестве хорошо сваривающейся низколегироваииой стали с пределом текучести
>400 Мн!м2 (40 кГ}мм2) и даже >450 Мн{м2 (>45 кГ/мм2) в настоящее время широко применяется
сталь, содержащая около 1% Мп; 1% Ni и 1% Си, без ванадия (в Советском Союзе), с ванадием
(в ФРГ), с молибденом (в США), в которой используется и дисперсионное твердение, и хорошая
свариваемость продуктов промежуточного превращения аустенита.
Таблица 227. Медистые стали для литых деталей автомобилей а тракторов
Химический состав, % Обработка Твердость по- верхности HRC Прочность сердцевины Область применения
с Si Мп р S Си Ni Cr Mo 1 а=
0,25 0,35 0,15 0,25 0,38 0,45 0,30 0,40 0,35 0,45 1,35 1,00 1,4 1,6 * / 0,6 0,8 0,2 0,4 0,85 1,1 0,9 1,1 г. н. м 0,4 0,6 0,4 0,7 0,6 0,9 0,6 0,9 0,7 0,9 ОД 0,9 ОД! 1,0 сСап ol <0,05 <0,04 <0,04 <0,04 <0,05 <0,10 <0,10 1 и. F. С. <0,08 <0,05 <0,05 <0,05 <0,05 <0,08 <0,08 Jeter. Me 1,5 2,0 0,5 1,5 0,5 1.5 0,5 1.5 0,5 1.5 1,5 2,0 2Д) 2,5 tai Pro 1,65 2,0 gr„ 37, 0,8 1.1 0,8 1.1 0,4 0,5 0,15 0,20 i940. 0,2 0,3 0,15 0,25 S. 521- Нормализация или за- калка после цианирования Нормализация, цемен- тация после обработки, за- калка в масле непосредст- венно после цементации или с отдельного нагрева Нормализация или улучшение Цементация Нормализация, заклю- чительное улучшение с охлаждением в воде Нормализация, смягча- ющий отжиг То же 526. 58—62 500— 700 1050— 1650 -1200 -900 -800 50—70 105— 165 -120 -90 -80 Маховики Зубчатые колеса дифференци- ала тракторов Центробежное литье: отливкн для зубчатых колес коробок ско- ростей и коронных шестерен зад- ней оси легковых автомобилей; приводные колеса тракторов и грузовых автомобилей Шатуны задней оси, передние оси, сегменты, фланцы задней оси Коленчатые валы Поршни
МЕДЬ В ЦЕМЕНТУЕМЫХ СТАЛЯХ
1063
железа при введении меди, во-первых, благодаря ее воздействию на
феррит, во-вторых, благодаря дисперсионному твердению железа под
влиянием меди и меди — под влиянием железа. Спеченные детали из же-
лезом едеуглеродистых сплавов могут быть изготовлены несколькими
способами Например, предварительно спеченная из железного по-
рошка пористая основа (безуглеродистая или содержащая до 1% С)
пропитывается медью (10—30%) при 1150—1180° С. Прочность деталей
достигает примерно 800 Мн!м* 2 (80 кГ/мм2), но вязкость их незначитель-
на. Этот способ пригоден в первую очередь для изготовления крупных
деталей — зубчатых колес и т. п. Детали машин из спеченного железа
с содержанием менее 10% Си изготовляют обычно из смеси железного
и медного порошков. При однократном прессовании и спекании наиболее
благоприятное содержание меди составляет 8—9%, при этом достигает-
ся минимальная прочность 400 Мн/м2 (40 кГ1мм2), а после дисперсион-
ного твердения — более 600 Мн/м2 (60 кГ/мм2). В случае двукратного
прессования и спекания лучшие результаты достигаются при'4% Си;
прочность достигает 500 Мн/м2 (50 кПмм2), а после дисперсионного
твердения — 750 Мн/м2 (75 кГ/мм2), что близко к прокатанной стали.
Эти композиции особенно пригодны для изготовления мелких деталей
массового производства, например деталей для швейных машин и ору-
жия, изготовление которых из кованой и катаной стали требует больших
затрат на обработку резанием.
3. Медь в цементуемых сталях
Влияние меди при цементации описано в работах Гудремона и Шра-
дера, а также Эпштейна и Лорига2. Согласно их данным, при цемен-
тации содержание углерода в наружной зоне снижается с увеличением
Рис. 830 Воздействие меди на содержание углерода в наружной зоне прн цементации в твер-
дом карбюризаторе (древесный уголь и карбонат бария 60:40) [по Е. Houdremont ц. Н.
Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934—1935, S. 445—459]
содержания меди (рис. 830); одновременно несколько уменьшается глу-
бина цементации. Стремление к разработке цементуемой стали с возмож-
но меньшей склонностью к образованию свободных карбидов в поверхно-
стном слое (рис. 831) и с максимальной вязкостью сердцевины (см.
табл. 228) привело к внедрению в практику хромомарганцевомолибде-
новой медьсодержащей цементуемой стали (табл. 228). Малая склон-
ность медистой стали к чрезмерному науглероживанию особенно ясно
’См. G. Zapf. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 338—347 и приведенную ссылку на литературу.
2 См. также S. Epstein u. С. Н. Long. Metals and Alloys, 6, 1935, № 4, p. 91—92.
1064
МЕДЬ В СТАЛИ
выявляется при длительной цементации и при сильно действующих кар-
бюризаторах. Все же широкого применения указанная сталь не получи-
ла, так как ее разработка совпала с периодом дефицитности меди и
Рис. 831. Образование карбидов в наружном слое хромомолибденомедистой цемен'
туемой стали по сравнению с хромомолибденовой цементуемой сталью при резком
науглероживании (60 ч при 880° С в древесном угле 4- карбонат бария 80 : 20)
а — 0,8%С; 0,27% Si; 0,90% Мп; 1,06% Сг и 0,29% Мо; б — 0,20% С; 0,35% Si;
1,12% Мп; 0,69% Сг; 0,27% Мо и 1,11% Си
с послевоенным недостатком молибдена. Чрезмерное образование кар-
бидов в поверхностном слое может быть успешно предотвращено други-
ми способами, например путем применения слабо действующих карбю-
ризаторов.
Таблица 228. Влияние присадок меди
на механические свойства сердцевины марганцевохромомолибденовой цементуемой стали
после закалки с 840° С в масле
Химический состав, %
Предел
текучести
Предел
прочности
Ударная вяз-
кость (образец
Менаже)
0,20 0,34
0,20 0,32
1,180,620,26
1,120,640,27
кв. 30
кв. 60
кв. 30
кв. 60
331
269
409
373
800
560
1060
970
80
56
106
97
1411
946
1469
1335
141,1
94,6
146,9
133,5
13,5
14,2
13,0
10,7
43
44
50
45
0,57
0,01
1,18
1,04
5,7
10,1
11,8
10,4
4. Медь в сталях
с особыми химическими свойствами
Благоприятное влияние меди на устойчивость стали против ржавле-
ния на воздухе, особенно в промышленных районах, было впервые уста-
новлено в Америке *. Аналогичные наблюдения были сделаны позднее
1 F. Н. Williams. Iron Age, 66, 1900, 29, XI, р. 16.
МЕДЬ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1065-
также и в других странах 429). Оказалось, что от 0,2 до 0,3% Си достаточ-
но для повышения устойчивости против ржавления, а содержание более
0,5% Си уже не влияет1. Поскольку неизбежное содержание меди
в стали, например мартеновской, составляет в настоящее время в сред-
нем 0,2% * 1 2 постольку дополнительная присадка меди с целью повыше-
ния коррозионной стойкости является излишней. Для надежного выявле-
ния влияния меди на ржавление необходимы многолетние испытания
в естественных условиях 3. По существующим представлениям в про-
цессе коррозии медьсодержащих сталей происходит обогащение поверх-
ности стали медью. В процессе коррозии между слоем ржавчины и слоем
меди образуется прослойка окислов меди, которая плотно и прочно
сцеплена с поверхностью стали. Само собой разумеется, что такой за-
щитный слой не может образоваться при кратковременных опытах
в резко усиленной агрессивной среде, а возникает только под влиянием
длительных и многократно повторяющихся умеренных воздействий; по-
этому только в таких условиях проявляется повышенная устойчивость
стали против ржавления. Однако при воздействии атмосферы на очень
тонкие ленты создание защитного слоя может и не получиться, так как
образование слоев меди и окислов может привести к разрушению ленты.
Таким образом, медистые стали нельзя рассматривать как нержавею-
щие, их можно считать слабо ржавеющими в определенных условиях.
Преимущества медистых сталей выявляются особенно в промышленных
районах, где сталь одновременно испытывает воздействие сернокислых
соединений.
Таблица 229. Повышение устойчивости стали против ржавления
при незначительных присадках меди1
Потери в весе, ке, при
0,10% Си 0,4 0% Си
Коррозия в атмосфере: листы мартеновской ста- ли 1,0 0,85
листы томасовской ста- ли 1,0 0,65
1 К. Daeves. Stahl u. Eisen, 46, 1926, S. 60£
Потерн в весе, кг, при
0,10% Си 0,40% Си
Коррозия в земле: листы мартеновской ста-
ли .... листы томасовской ста- 0,88 0,68
ли 9—611. 0,73 0,56
При присадке фосфора4 (до 0,1 %> олова5-6 и хрома6 дости-
гается некоторое дальнейшее улучшение. Благоприятное влияние фосфо-
ра вытекает из табл. 229, где проведено сравнение томасовской стали со
значительным содержанием фосфора с мартеновской сталью, и из
429) Влияние меди на уменьшение ржавления стали иа воздухе было замечено еще в первой1
половине девятнадцатого века, затем было забыто и вновь обратило иа себя внимание после ра-
боты В. Н. Липииа (В. Н. Липин. Влияние меди на чугун, железо и сталь. С.-Петербург. 1895).
опубликованной раньше работы Вильямса.
1 Список литературы см. Н Cornelius. Kupfer im technischen Eisen, Berlin, 1940.
2 См. также G. Rockrohr. Stahl u. Eisen, 72, 1952, S. 118—122.
3 K. Daeves, K. F. Mewes u. E. H. Schulz. Korrosion u. Metallsch., 19, 1943, S. 233—259*cm,
Stahl u. Eisen, 63, 1943, S. 827—830.
’ K. Daeves. Arch. Eisenhiittenw., 9, i935—1936, S. 37—40.
5 К Daeves Stahl u. Eisen, 58, 1938, S. 603—604.
6 R. N. Speller. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs, 113, 1934, p. 13—33.
J066
МЕДЬ В СТАЛИ
рис. 934. При испытании в почве и под водой не выявлено заметного
улучшения коррозионной стойкости при введении меди.
Иногда можно встретить указания, что медь увеличивает сопротив-
ление точечной коррозии. Медистые стали оказываются наиболее подхо-
дящими для нанесения защитных красок, что обусловлено образованием
слоя меди на поверхности и большей ее гладкостью; это способствует
прочности сцепления покрытия со сталью. Вследствие этого повышается
также долговечность самой краски, тем более что процесс ржавления
под слоем краски протекает крайне медленно. Аналогичные преимущест-
ва медистой стали проявляются также при нанесении металлических за-
щитных покрытий, например при оцинковании.
Рис. 832. Влияние молибдена и меди в аустенитных хромоникеле-
вых сталях на коррозионную стойкость в серной кислоте [по
Н J. Rocha. Mitt. Techn. Krupp, Forschungsber., 3, i940. S. 191—198]
Данные о влиянии меди на растворимость в кислотах противоречи-
вы. Незначительные присадки меди замедляют растворение стали в сер-
ной и соляной кислотах, однако лишь при значительном содержании
серы, в то же время отчетливо не установлено влияние меди на раство-
римость чистых по сере сталей ’. Это объясняется осаждением серни-
стой меди в первом случае. В технике этот факт не нашел использования.
Присадка до 3% меди к нержавеющим сталям увеличивает их
стойкость, особенно в соляной и серной кислотах. Это относится глав-
ным образом к ферритным и полуферритным сталям с 18—30% Сг, а
также к аустенитным хромоникелевым сталям, причем в сталях обоих
видов оптимальные содержания меди и молибдена взаимозависимы. Из
рис. 832 следует, что в аустенитных сталях стойкость скачкообразно по-
вышается только при определенных соотношениях между молибденом и
медью (см. также рис. 515). В сталях 18% Сг и 8% Ni присадка меди
(диаграмма Сг — Ni — Си) придает стали устойчивость в серной кисло-
те любой концентрации при комнатной или близкой температуре. Комби-
нируя содержание меди и молибдена и одновременно повышая содержа-
ние никеля (диаграмма Сг — Ni — Мо — Си, около 18% Ni), можно,
►особенно при средних концентрациях, значительно повысить стойкость
против серной кислоты и при повышенных температурах. Устойчивость
этих сплавов обусловлена иными причинами, чем стали 18/8; ее природа
1 Р. Bardenheuer u. G Thanheiser. Mitt. К. — Wilh. — Inst. Eisen forschg., 14, 1932, S. 1—9.
МЕДЬ В СТАЛЯХ С ОСОБЫМИ ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
1067
соответствует устойчивости чистого никеля или монель-металла ’. Медь
улучшает также стойкость в серной кислоте ферритных хромистых ста-
лей, причем при оптимальном содержании хрома, никеля и молибдена
присадка меди не превышает 1 % 1 2 (сталь 4, табл. 230).
Таблица 230. Коррозионностойкие сплавы с присадкой меди
Стали Химический состав, %
с Си Ni . Сг Мо Ti Al
1 0,10 3 9 18 <0,7 -
2 0,10 2 16 18 2 <0,7 —
3 0,10 2 30 20 2,5 <0,7 —
4 0,10 1 3-5 25—30 2 0,5 .—
5 — 30—33 67—70 — — (2-5)
Неоднократно отмечалось, что полуферритные стали с 18% Сг и
присадкой меди лучше поддаются холодному деформированию, в том
числе глубокой вытяжке, чем стали без меди. Однако при правильной
предварительной обработке чисто хромистых сталей это различие не
подтверждается. В таких сплавах медь может увеличить долю структу-
ры, способной к улучшению, в связи с расширением у-области.
Кроме сплавов, приведенных в табл. 230, из хорошо кующихся и от-
личающихся высокой стойкостью в серной кислоте, следует упомянуть
сплавы с 30% Ni и 3% Си, а также с 3% Si, из литейных — сплавы
с 30% Ni, 10% Си и 5% Si3 * * * * *. Необходимо отметить также, что литей-
ный сплав с 14% Ni; 6% Си и 2% Сг (нирезист) получил известное рас-
пространение 430).
Особые преимущества в отношении стойкости против коррозионного
растрескивания под напряжением имеют сплавы с 18% Сг, 8% Ni и от
0,5 до 2% Си. Наличие меди в таких сплавах, кроме того, настолько по-
вышает устойчивость аустенита, что даже после значительного наклепа
сталь остается немагнитной. Поэтому ее применяют для изделий, кото-
рые при изготовлении подвергаются наклепу, например, для высокопроч-
ной немагнитной бандажной проволоки. Так как такие детали обычно
работают в напряженном состоянии, то малая склонность к коррозион-
ному растрескиванию под напряжением для них особенно ценна.
Медь, естественно, повышает стойкость против воздействия водоро-
да высокого давления. Она ни в какой степени не улучшает окалиностой-
кость. Так как медь окисляется труднее железа, медьсодержащая сталь
под слоем окалины обогащается медью. Под влиянием напряжений при
горячей обработке давлением она может поэтому проникать по грани-
цам зерен, в результате чего образуются поверхностные трещины (см.
стр. 698, а также рис. 840). Сама окалина в сталях, содержащих медь,
1 См., например, В. К. Bungardt и. //. J. Rocha. Werkstoffe и. Korrosion, 3, 1952, S. 209—21 i.
2 W. Tofaute и. IL J. Rocha. Techn. Mitt. Krupp, 12, 1954, S. 67—72.
3 /. L. Miller. Carnegie. Schol. Mem., 21, 1932, S. 111—127.
430> Медью легируют нержавеющие стали разных типов, применяющиеся для изготовления
отливок в судостроении, главным образом для гребных винтов. Для винтов обычного класса в
•Советском Союзе применяют мартеиситно-ферритиую сталь 1Х14НД с 1,2—1.6% Ni и 1,2—1,6% Си,
которую подвергают закалке с 980—1020° С с охлаждением иа воздухе до 1009 С (ниже мартен-
ситной точки) н двукратному отпуску при 660—700° С. Для гребиых винтов высшего класса при-
меняют либо аустеиитио-феррнтную сталь 0Х17НЗГ4Д2Т, содержащую 2—3% Си и имеющую пре-
дел текучести>300 Мн!м* (>30 кГ!мм?). либо (для высокоиапряжениых виитсв) дисперсионно-
твердеющую сталь 0Х16Н4Д4Т, содержащую 4% Си и позволяющую получить предел текучести
^>600 Мн1м2 (.>60 кГ{ммг). Для предотвращения язвенной и щелевой коррозии у стали 1Х14НД
и щелевой коррозии у сталей 0Х17НЗГ4Д2Т и 0Х16Н4Д4Т необходима протекторная защита, роль
.которой может играть и стальной корпус судна [15].
1068
МЕДЬ В СТАЛИ
внедряется в металл, не разветвляясь вдоль границ зерен. Поэтому соз-
дается представление, что медь образует защитный слой, препятствую-
щий проникновению окалины вглубь. В этом отношении стали, содержа-
щие медь, ведут себя лучше, чем стали, содержащие никель и мо-
либден
5. Изменения физических свойств железных сплавов
под влиянием меди
Способность меди к выделению и влияние ее на другие процессы
выделения привели к широкому применению меди в сплавах с особыми
физическими свойствами.
На коэрцитивную силу медь влияет незначительно до тех пор, пока
она находится в твердом растворе. После того как при более высоком
Гермоллойв
•^-Константан
7 Граница растворимости
при компотной тенлературе
Термоллой А
Понелометолл
60 •
Никелин
70
'золерннаосн
дисперсионного,
твердения
Салевы для
постоянных
магнитов
Ге 90 ВО 70 60 SO вО 30 20 70 Си
Содержание железо,'/.
Рис. 833. Диаграмма состояния тройной системы железо — никель — медь
с указанием технически важных сплавов [по Н. Витт u. Н. G. Muller.
Wise. Veroff. Siemens — Werke, 17, 1938, S. 126—150]
Пока
пермаллоя
Текстуровонный А*
изопери
&
/50
Сплавь/ Ф
тила инвара
30
Граница
остворимоста
oputOOO'C
При зутвер-
веоании
содержании меди начинается ее выделение, коэрцитивная сила повы-
шается. Максимум достигается при 50% Си1 2. В железокремнистых
сплавах присадки меди также не оказывают влияния на коэрцитивную
силу до предела растворимости3.
С точки зрения металловедения представляет интерес важное для
техники влияние меди на магнитные свойства тройных железоникелемед-
ных сплавов. Представление о положении таких сплавов в тройной си-
стеме дает рис. 833.
1 Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp, 2, i934, S. i36—i42.
2 Kussmann u. B. Scharnow. Z. Phys., 54, 1929, S. 1—15; W. Koster. Z. Metalikde., 22„
1930, S. 289—296.
3 A. Kussman, B, Scharnov u W. S. Messkin [Л. Кусман, Б. Шарнов и В. С. Меськин]. Stahl
u. Eisen, 50. 1930, S. 1194—i 197.
ИЗМЕНЕНИЯ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОД ВЛИЯНИЕМ МЕДИ
1069
а. Сплавы высокой начальной проницаемости
Присадка меди к магнитно-мягким железоникелевым сплавам (пер-
маллоям) в количествах, не вызывающих выделения, приводит к даль-
нейшему повышению проницаемости. Эти сплавы высокой проницаемости
были исследованы фон Ауверсом и Нейманом после одночасового нагре-
ва при 900° С с охлаждением с печью до 625° С и затем на воздухе (пер-
маллойная обработка) и после двухчасового нагрева при температуре
1100° С с охлаждением вместе с печью. Наиболее высокие значения
начальной проницаемости получаются тогда, когда магнитострикция и
Ni
Содержание железа, %
Рнс. 834. Линин равной магнитострикции с нулевой линией магни-
тострикции (кривая а); линии максимальных величин начальной
проницаемости для обработки при 1100° С (кривая с) и для пер-
маллойной обработки (кривая Ь) в системе железо—никель —
медь [по О. v. Auwers u. Н. Neumann. Wiss. Veroff. Siemens —
Werke, 14, 1935, S. 93—108]
энергия анизотропии возможно более низки, процесс упорядочения за-
держан и никакие явления дисперсионного твердения не происходят. На
рис. 834 точка пересечения кривых b и с (точка Р) показывает, что
в этом сплаве не происходит никаких процессов упорядочения. Так как
медь быстро снижает температуру упорядочения, в системе железо —
никель 1 (см. рис. 403, т. I) при содержании меди примерно 15% эта
температура должна быть настолько низкой, что сверхструктура не мо-
жет уже образоваться. Тот факт, что сплав с наиболее высокой началь-
ной проницаемостью не отвечает точкам с нулевой магнитострикцией
(кривая а), объясняется тем, что линия перехода через нуль энергии маг-
нитной анизотропии и магнитострикции не совпадают. Состав наилучше-
го магнитного сплава системы железо — никель — медь лежит в обла-
сти треугольника, образуемого линиями а, & и с у точки Р. У этого спла-
ва 1040 1 2 >3, дополнительно легированного примерно 3% Мо (72% Ni;
1 Е. Josso. Rev. ММ., 49, 1952, р. 727—732.
2 Н. Neumann. Arch, techn. Messen, 1934, Z. 913—5.
5 H. H. Meyer u. H. Fahlenbrach. Techn. Mitt. Krupp, Techn. Ber., 7, 1939, S. 123—132.
J070
МЕДЬ В СТАЛИ
11% Fe; 14% Си; 30% Мо), начальная проницаемость составляет 38000,
а максимальная 110000. Следующий технически важный сплав из этой
системы— муметалл 1 (76% Ni; 17% Fe; 5% Си; 2% Сг), а также сплав
с 78% Ni; 13% Fe; 5% Си; 4% Мо (гиперм 766) 1 2 с начальной и мак-
симальной проницаемостью соответственно 18000 и 60000 (см. также
табл. 82). Низкая коэрцитивная сила этих сплавов — от 16 до 1,6 а/м
(0,20 до 0,02 э) — делает их особенно пригодными для магнитного экра-
нирования, в том числе от магнитного поля земли 431\
б. Изопермы
Из сплавов системы железо — никель — медь технически важными
являются также способные к дисперсионному твердению изопермы
(рис. 833) с проницаемостью, практически не зависящей от напряжен-
Тенпература отпускное
Рис. 835. Изменение сопротив-
ления после холодной прокатки
с суммарной деформацией в
90% и отпуска закаленного в
воде с 1000° С сплава с
~35% Ni; 52% Fe и 13«/. Си
(Ni: Fe - 40 : 60) {но О. Dahl
и. I. Pfaffenberger. Metai-
Iwirtsch. 13, 1934, S. 543—5491
, H
ную гистерезиса n = -----
1 см
ности поля. Основные процессы, определяю-
щие особое поведение этих материалов,— дис-
персионное твердение при отпуске после быст-
рого охлаждения из области гомогенности в
заключительная холодная прокатка с обжа-
тием примерно 90%. В результате по всем на-
правлениям в листе остаточная индукция со-
ставляет только несколько процентов от насы-
щения. Эта аномально низкая остаточная ин-
дукция и обусловливает почти полную незави-
симость значений проницаемости от напряжен-
ности поля. Она почти не изменяется также под
действием предшествовавшего сильного намаг-
ничивания в постоянных полях («подмагничи-
вание») . Потери на гистерезис материала чре-
звычайно малы. На основе сплава с 40% Ni
можно, например, при введении 11 % Си и от-
ношении никеля к железу 40: 60 получить од-
новременно: проницаемость р, = 54, постоян-
и нестабильность s = + 0,5%. Аналогичные,
однако не такие высокие, значения можно получить путем присадки к
железоникелевым сплавам около 4% алюминия или 4% титана3.
В железоникелемедных изопермах специфические магнитные свой-
ства достигаются в результате одновременного протекания различных
физических процессов. Выделение в этих сплавах при отпуске протекает
аномально, как это видно из хода изменения электросопротивления с
температурой одночасового отпуска (рис. 835). При выделении меди
электросопротивление должно снижаться, как это происходит в железо-
1 Heraeus Vakuum-Schmelze. Arch. Techn. Messen, 1931, Z. 913—2; W. F. Randall J. Inst,
electr. Engrs., 80, 1937, p. 647—667.
2 V. F. Randall u. 6. A. V. Sowter. J. Sci. Instrum., 15, 1938, p. 342—344; F. Stdblein. Techn.
Mitt. Krupp. Forschungsber., 3. 1940, S. 99—102.
®’> При легировании одновременно медью и молибденом и соответствующей термической об-
работке (после отжига при 1300“ С и охлаждения до 600“ С в печи, затем иа воздухе следует «от-
пуск» при 400—600“ С в течение 2 «), были получены значения проницаемости, близкие к полу-
ченным у молибденового сверхпермаллоя. Так, начальная проницаемость сплава с 73,6% N1,
jfo4T^0 CU И составила 13 Тл (а№ (105 000 гс/э) при коэрцитивной силе 0,4 а/м (0,005 э>
2 О. Dahl. AEG-Forschungsinst., 3, 1931—1932, S. 163—168; О. Dahl, J. Pfaffenberger u_
H Sprung. Electr. Nachr.—Techn., 10, S. 317—332, 543—549 u. 559—563.
ИЗМЕНЕНИЯ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОД ВЛИЯНИЕМ МЕДИ
107 Г
медных сплавах при достаточно высокой температуре. Причина этого-
еще не ясна. При более низкой температуре возможен однофазный рас-
пад, причем, однако, неясна область его проявления и еще неизвестно-
его влияние на сопротивление сплавов железо — никель — медь1. Ано-
мальное повышение электросопротивления до сих пор наблюдалось лишь,
в самой начальной фазе выделения меди. Это дает основание полагать,,
что стадия, предшествующая выделению, или однофазный распад вызы-
вает сильное взаимодействие между внешними электронными оболочка-
ми атомов сплава, которое приводит к образованию участков решетки
с практически незаполненной полоской проводимости. Таким образом,,
нет еще единой металловедческой концепции, объясняющей своеобраз-
ное поведение изопермов. Аномален также ход изменения проницаемо-
сти, которая вначале, при температурах отпуска, несколько более высо-
ких, чем это соответствует аномальному повышению сопротивления
(например, 600°С), растет. Это можно объяснить снятием путем возвра-
та искажений решетки, возникших в самой начальной стадии выделения,
что обусловливает заметное снижение сопротивления. Наиболее высокое
значение проницаемости достигается, когда сопротивление снижается
только до 75%. Одновременно наблюдается повышение коэрцитивной си-
лы, хотя к этому моменту процесс выделения уже полностью завершает-
ся, как это видно из кривой сопротивления. Поэтому повышение коэрци-
тивной силы нужно объяснить критическим размером ферромагнитных
частиц, т. е. их однодоменной природой.
В качестве одного из вариантов объяснения этих процессов можно
было бы принять следующий. При охлаждении с температуры отпуска
выделившаяся фаза (медь) вызывает внутренние напряжения второго
рода в ферромагнитной железоникелевой решетке вследствие различия
коэффициентов расширения обеих фаз. Эти напряжения, сильно действуя
на магнитные свойства, практически не влияют на электрическое сопро-
тивление. Такая схема объяснения подтверждается, как будто, тем фак-
том, что выделение меди из пермаллоя или иного сплава не влияет на
проницаемость и коэрцитивную силу, так как медь и основной сплав име-
ют почти одинаковый коэффициент расширения. Однако все же гораздо-
более вероятно, что выделившаяся фаза имеет критический размер час-
тиц, который и вызывает повышение коэрцитивной силы “без изменения
электросопротивления.
Многообразие этих явлений еще более увеличивается при наложе-
нии текстуры, вызываемой холодной прокаткой с обжатием 90%. При
холодной деформации закаленных сплавов в самом процессе прокатки
выделяются частицы, имеющие определенную ориентировку, связанную-
с текстурой прокатки. При этом речь идет только о начальной фазе вы-
деления. Однако его действие может быть перекрыто эффектом, связан-
ным с разупрочнением и возвратом. Так же многообразны явления при
холодной прокатке и заключительном отпуске сплавов, в которых до-
этого прошли процессы выделения. Разумеется, в зависимости от того,
исходят ли из твердого раствора или из структуры с выделениями,
магнитные свойства изоперма после сильной холодной прокатки раз-
личны.
Если исходить из закаленного сплава, то холодная прокатка с боль-
шим обжатием сильно снижает остаточную индукцию. Это имеет ре-
1 Возможно, что здесь мы имеем дело с К-эффектом, т. е процессом образования некоего
ближнего упорядочения, распространенным в сплавах железа и никеля Прим ред
J072
МЕДЬ В СТАЛИ
шающее значение, так как остаточная индукция характеризует форму
петли гистерезиса (рис. 836).
Из рис. 837 вытекает, что процессы выделения происходят непосред-
ственно во время холодной прокатки, начиная от определенного содержа-
ния меди в сплавах, с соотношением Fe : Ni = 60 :40. При этом харак-
терно, что сплавы, содержащие больше 6% Си, в которых снижение
Рис. 836. Влияние холодной прокатки иа остаточную индукцию и
форму петли гистерезиса сплава с ^35% Ni, 52% Fe и 13% Си
(Ni : Fe — 40 : 60); предварительная обработка: 2 ч, 1000° С, воздух Гпо
О. Dahl u. Л Pfaffenberger. Metailwirtsch., 13, 1934, S. 543—549]
сопротивления в процессе прокатки (рис. 837) объясняется развитием
интенсивных процессов выделения, ведут себя так же, как изопер мы.
Как уже указывалось, эти сплавы имеют малые потери на гистерезис
Рис. 837. Изменение сопротивления прн 90%-ной хо-
лодной прокатке в серии сплавов с Ni : Fe *= 40 : 60
в зависимости от содержания меди. Предваритель-
ная обработка: 1000° С, вода и 1000° С, печь |по
О. Dahl u. J. Pfaffenberger. Metailwirtsch., 13, 1934,
S. 543—549]
после прокатки. Это можно
объяснить только структур-
ными изменениями, так как
под действием одних внут-
ренних напряжений от про-
катки эти свойства должны
были бы скорее повыситься.
Полученные магнитные
свойства одинаковы во всех
направлениях ленты, однако
особо низкие значения оста-
точной индукции не могут
не быть связанными с тек-
стурой прокатки; только в
данном случае она выяв-
правлении, перпендикулярном к
принимается1>2, что выделения
ляется при измерении в на-
поверхности ленты. Для объяснения
в ленте ориентированы перпендику-
лярно к ее поверхности, так что под влиянием связанного с этим напря-
женного состояния направление легкого намагничивания перпендику-
лярно к поверхности ленты. Керстену 3 удалось показать наличие этих
напряжений в сплавах с 9% Си, что превышает критическое содержа-
ние 6%.
I О. Dahl и. 1. Pfaffenberger, 13, 1934, S. 527—530, 543—549, 559—563.
= О. Dahl u. F. Pawlek. Z. Metalikde, 28, 1936, S. 230—233.
’ M. Kersten. Z. techn. Phys., 15, 1934, S. 249—257. — Wiss. Veroff. Siemens — Werke, 13, 1934.
H. 3. S. 1-9.
ИЗМЕНЕНИЯ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОД ВЛИЯНИЕМ МЕДИ
1073
При производстве изопермов исходным является незакаленное со-
стояние. Перед холодной прокаткой образцы подвергают кратковремен-
ному отпуску при низкой температуре, так что возникает аномальное
повышение сопротивления *. При этом процессы выделения при про-
катке облегчаются, в результате чего получаются более благоприятные
свойства.
Хотя изменения свойств при отпуске закаленных и холоднокатаных
изопермов и не привели к их практическому использованию в этих со-
стояниях, с металловедческой точки зрения они весьма интересны. При
отпуске продолжают протекать процессы выделе-
ния, начавшиеся во время прокатки. На них накла-
дываются процессы возврата и рекристаллиза-
ции 2. В зависимости от продолжительности3 от-
пуска сначала происходит обусловленное возвра-
том повышение проницаемости, за которым следует
второе повышение, связанное с Г ’Т *
С повышением температуры
отпуска проявляются интерес-
ные признаки затруднения
процесса рекристаллизации
чужеродными
Температура начала рекрис-
таллизации
значительным количеством вы-
делившейся меди. При отпуске
возникает ясно выраженная
текстура рекристаллизации.
Если повышать температуру
отпуска вплоть до твердого
раствора, необходимо подвер-
гать отпускаемые образцы бы-
строму охлаждению в воде,
чтобы фиксировать текстуру
твердого раствора и предот-
вратить нарушение ее вследствие выделений. При нагреве же ниже гра-
ницы гомогенности 4 сохраняется текстура прокатки, а при температу-
ре близ этой границы возникает, по-видимому, изотропное состояние2
(см. стр. 1004). Следует коротко упомянуть также об изменениях, проис-
ходящих в медленно охлажденных5 или сильно отпущенных уже перед
холодной прокаткой сплавах. Рис. 837 показывает отличие электричес-
кого сопротивления против гомогенных перед прокаткой сплавов, а рис.
838 (ср. с рис. 836) — отличие остаточной индукции и петли гистере-
зиса.
Кривые остаточной индукции (рис. 838) показывают, что значения
ее различны в направлении прокатки и других направлениях, т. е. более
благоприятная магнитная структура создается в направлении деформи-
рования. При этом, вероятно, меньшее значение имеет влияние собст-
р екр истал л изациеи.
зародышами.
повышается не-
I
Н,ка/н
О 6.8 9,6
72 *
18
6
О
1,2
12
1.0
0.8
0,6
0,6
<5
5
S 1,8
£ 12
$
.___
и~160' 120
Напряженность
црля.э
. Полосы г
8 направлении
прокатки
10
й-
_l——I—[—I————\г
10 20 30 60 50 60 70 80 90
Коэффициент вытяжки, 7,
танпобок L
w кольца '
0,2'-
О
Рис. 838 Влияние холодной прокатки
точную индукцию И форму
сплава *7 "27. 7_ _ . __, _ .
. Fe *= 40 : 60): предварительная обработка: 2 ч,
1000° С, печь [по О. Dahl u. J. Pfaffenberger. Me-
taliwirtsch., 13, 1934, S. 543-549]
на оста-
.. ...^ петли гистерезиса
с ~35% Ni, 52% Fe и 13% Си (Ni :
1 F. Preisach. Z. Phys., 93, 1935, S. 245—268.
2 Л Витт и. Н. G. МйИег. Wiss. Veroff. Siemens-Konz., 17, 1938, S. 126—150.
3 H G МйИег. Z. Metailkde, 31, 1939, S. 322—325.
4 Неопубликованные исследования H Mussmann u. H. Schlechtweg; см. также I. P Tara-
sov Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 135, 1939, S. 353—375
6 О Dahl, J. Pfaffenberger u. N. Schwartz. Metallwirtsch., 14, 1935, S. 665—670.
68 Э Гудремон, т. II
МЕДЬ В СТАЛИ
1074
венно кристаллической текстуры, чем эффект напряжений, связанных с
ориентированными при холодной прокатке выделениями.
в. Сплавы для постоянных магнитов
а. Сплавы, богатые медью
Процессы выделения являются также источником высокой коэрци-
тивной силы сплавов, состав которых дан на рис. 833.
В сплавах, богатых железом, выделение меди происходит в объем-
ноцентрированной, а в сплавах, богатых медью,— в гранецентрирован-
ной решетке. Однако медноникележелезные сплавы и после дисперсион-
ного твердения настолько мягки, что способны к холодной прокатке и
легко обрабатываются резанием *. В этих сплавах при соответствующей
термической обработке
на гранях куба (в плоско-
стях (100)] богатой медью
матрицы выделяются ча-
стицы богатой железом и
никелем ферромагнитной
гранецентрированиой фа-
зы1 2. Поэтому сплав при-
обретает высокую коэрци-
тивную силу, хотя и при
низкой остаточной индук-
ции. Аналогичная картина
наблюдается и в спла-
вах3 4 s с примерно 20% Ni,
60% Си и 20% Со.
Выделения эти проте-
Рис. 839. Зависимость коэрцитивной силы н изменения
удельного электрического сопротивления закаленного
сплава с 20% Fe, 20% Ni и 60% Св от продолжитель-
ности отпуска при 600 и 700° С:
1 — коэрцитивная сила; 2 — изменение сопротивления
кают как при медленном охлаждении, так и при отпуске после закалки.
Сплав с 40% Ni; 10% Fe и 50% Си после закалки из гомогенной обла-
сти (1050° С, воздух) имеет коэрцитивную силу 4 а/м (0,05 э), а после
медленного охлаждения 12 ка/м (150 э) *. Однако в обоих случаях он
механически мягок. При отпуске после закалки получается наиболее
высокая коэрцитивная сила {40 ка/м (500 э)] при остаточной индукции
около 0,3 тл (3000 гс). При этом наиболее высокая остаточная индукция
достигается при более низких температурах отпуска, чем наибольшая
коэрцитивная сила. Последняя становится максимальной4 (рис. 839)
при такой продолжительности отпуска, при которой электрическое со-
противление уже достигло своего предельного значения 5. Это показы-
вает, что величина коэрцитивной силы определяется не количеством вы-
делившейся фазы, а степенью коагуляции частиц.
Наиболее высокие значения JHC = 48 ка/м (600 э) были получены на
сплаве с 20% Ni и 61% Си, который охлаждался на воздухе от 1000° С
и подвергался затем отпуску при 600° С в течение 2*/2 ч; максимум маг-
нитной мощности (ВН)макс = 5,3-10® отвечает сплаву с 23% Ni и 59% Си.
1 См. сн.5 на стр. 1073.
2 А. И. Geisler. Trans. Amer. Soc. Met.» 43, 1951, p. 70—101.
3 W. Dannohl и. H Neumann, Z. Metallkde, 30. 1938. S. 217 -231.
4 H. Neumann, A. Buchner и. H. Reinboth. Z. Metallkde, 29, 1937, S. 173—185.
s H. Bumm и. H. G. Muller. Wiss, Veroff. Siemens,-Werke. 17, i938, S. 425—435.
ИЗМЕНЕНИЯ ФИЗИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОД ВЛИЯНИЕМ МЕДИ
1075
Путем холодной прокатки этих сплавов можно дополнительно улуч-
шить их магнитные свойства 2. По мере увеличения степени прокат-
ки коэрцитивная сила и остаточная индукция проходят через максимум,
причем при прокатке достигается сильно выраженная ориентированность
магнитных свойств3-4. Наиболее высокие магнитные характеристики
получаются, когда перед прокаткой сплав прошел дисперсионное твер-
дение, а затем был подвергнут вторично отпуску. После такой обработки
в сплаве с 20% Ni и 60% Си при степени обжатия 96% и отпуске5'6
достигаются остаточная индукция от 0,5 до 0,6 тЛ (5000—6000 гс), коэр-
цитивная сила вНс от 36 до 39 ка/м (450—490 э) и мощность (ВЯ)макс
порядка 1,1 • 106. Это достаточно близко к мощности железоникельалюми-
ниевых сплавов.
р. Сплавы, бедные медью н богатые железом
Вторая группа сплавов для 'постоянных магнитов в системе желе-
зо — никель — медь относится к железной стороне7. При высоких
температурах эти сплавы состоят из у-фазы и при охлаждении претер-
певают превращение. Полностью, однако, превращения не происходит,
так что при комнатной температуре сплавы состоят из а + у-фазы.
Однако смеси а + у еще не отвечают какие-либо особые магнитные
свойства. Для реализации высокой коэрцитивной силы при отпуске мож-
но вызвать сначала выделение меди из а-раствора, а при несколько бо-
лее высокой температуре также и из участков у-раствора, что приведет
к развитию внутренних напряжений в решетке. Этим процессом объяс-
няется высокая коэрцитивная сила после отпуска при 570° С
(табл.231).
При более высоких температурах или продолжительном отпуске
легирующие элементы перераспределяются между фйзамй, причем дис-
Таблица 231. Коэрцитивная сила, остаточная индукция
и намагниченность насыщения железоникельмедистого сплава1 при различных обработках.
Закалка с 1120° С в воде; охлаждение после отпуска на воздухе2
Режим отпуск a Значения, измеренные прн 20° С после термической обработки Значения, измеренные при 20° С после термической обработки и охлаждения до —182° С
ГЯ I с В г 4x7 = В— Н I с В г Ш=В~н
ка/м э тл гс тл •гс ка'м э тл гс тл гс
Закалка 1,1 14 Не определялись 1,1 14 Не определялись
1 ч, 570° С 24,5 307 0,4 3950 0,96 9650. 11,6 146 0,45 4540 1,06 10650
1 ч, 600° С 12,8 160 0,5 4730 1,1 11500 10,0 126 0,58 5850 1,35 13500
2 ч, 600° С 26,2 328 0,4 3920 0,83 8350 8,8 111 0,56 5670 1,4 14000
1 ч, 630° С 10,6 133 0,53 5340 1,6 15750 5,0 63 0,61 6160 1,61 16100
7 73% Fe, 12% Ni и 15% Си.
2 W. Dannohl. Z. Metalikde, 1938. S. 95—99.
1 См. сн. 5 иа стр. 1074.
2 См. ск. 5 на стр. 1073.
3 О. Dahl. Z. Metalikde, 31. 1939. S. 192—208.
4 Н. G. Muller. Z. Elektrochem., 45, 1939, S. 674—678.
E Cm. ch. 4 на стр. 1074.
* К. Sixtus. Feinmechanik u. Prazislon, 49, 1941, S. 139—‘146. W. Zumbush. Arch. Eisenhiittenw..
14, 1940—1941, S. 127—131.
7 H. Legal Metailwirtsch., 16, 1937, S. 743-749.
68*
1076
МЕДЬ В СТАЛИ
персные частицы у-фазы выделяются в a-фазе (см. стр. 448), что
и влечет за собой повышение коэрцитивной силы. Таким образом, здесь
получаются такие же соотношения, какие предполагаются в системе же-
лезо — никель — алюминий.
Свойства железоникельмедистого сплава после разных обработок
даны в табл. 231. Высокая коэрцитивная сила может быть достигнута
тогда, когда выделяющиеся кристаллики аустенита имеют строго опре-
деленную форму и степень дисперсности. Медь сначала выделяется из
пересыщенной a-фазы в тонкодисперсной форме, а затем на эти выделе-
ния накристаллизовывается аустенит. Путем закалки в жидком воздухе
аустенит претерпевает превращение, причем тем полнее, чем меньше
содержание никеля в нем. В результате этой обработки коэрцитивная
сила снижается, а насыщение и остаточная индукция возрастают. Если
образец после жидкого воздуха повторно отпустить при 600° С, то про-
цессы образования и превращения аустенита начинаются заново. По
сравнению с другими остаточная индукция этих сплавов низка и поэтому
их применение в технике крайне ограничено.
Применение меди в сплавах железо — никель — алюминий рассмат-
ривается в разделе «Алюминий» (стр. 1040).
6. Влияние меди при выплавке и обработке стали
В вопросе о выплавке медистых сталей нет каких-либо особых
точек зрения. Во всяком случае требуется присаживать медь тотчас же
после завалки, в противном случае получение равномерного распреде-
ления ее затруднительно. Медь, подобно никелю, окисляется слабее же-
леза и поэтому при всех процессах выплавки она переходит в сталь.
Так как стальной лом непрерывно обогащается медью, во всем мире
становится заметной тенденция к постоянному повышению содержания
меди в сталях. По данным Роккрора *, неустранимое содержание меди
в мартеновской стали повысилось за последние 20 лет в среднем с 0,15
до 0,20%. При горячем деформировании медь накапливается под слоем
окалины. Под влиянием растягивающих напряжений при обработке
давлением, особенно определенных видов, эта медь внедряется в грани-
цы зерен (рис. 840) и тем самым вызывает образование поверхностных
трещин (рис. 841) (см. также раздел «Паяльная хрупкость», стр. 697, т. I).
Специальными испытаниями, вызывающими растягивающие напря-
жения на поверхности, например горячим изгибом, можно определить
•склонность стали к образованию поверхностных трещин при горячем
деформировании. Как показывают опыты Борна 1 2, достаточно уже низ-
'кого содержания меди (0,15—0,17%), чтобы началось образование таких
трещин. Трещины возникают в температурной области от 950 до 1150° С,
^следовательно, уже ниже точки плавления меди. Обусловливается ли это
•снижением точки плавления меди под влиянием добавочных загрязнений
или тем, что под влиянием напряжений медь в твердом состоянии мо-
жет проникать в границы зерен, еще не ясно. Выше 1150° С окисляется,
очевидно, и медь, что делает ее безвредной. При содержании меди более
•0,5% поверхностные трещины образуются преимущественно при темпе-
ратурах выше точки плавления меди 2-3.
1 См. сн. 2 на стр. 1065.
2 К Born Stahl u. Eisen, 73, 1953, S 1268—1280.
3 H Buchholtz u. R Pusch. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 204—212.
ВЛИЯНИЕ МЕДИ ПРИ ВЫПЛАВКЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
1Ш7
Незначительными присадками олова влияние меди на образование
трещин усиливается и температурные пределы трещинообразования рас-
ширяются. Это объясняется, очевидно, снижением температуры плавле-
ния металла, обогащенного медью. Влияние печной атмосферы на тре-
щинообразование 1 должно проявляться в первую очередь в различиях
в обогащении металла на поверхности. Присадка никеля в таком же
количестве, как и меди, позволяет в значительной мере устранить склон-
Рис. 840. Внедрение меди вдоль границ зерен как причина
интеркристаллитного распространения трещин (паяльная
хрупкость). Х200
Рис. 841. Состояние поверхности и соответствующие обозна-
чения для характеристики склонности к образованию тре-
щин [по К- Born. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 1268—1280]:
балл 1 — без трещин; балл 2 — слабые трещины; балл 3—-
средние трещины: балл 4 — сильные трещины; балл 5 —
очень сильные трещины
ность к образованию трещин в указанной области температур *>1 2
Влияние никеля, очевидно, обусловливается одновременным обогащени-
ем медью и никелем, следовательно, повышением точки плавления ме-
таллических отложений под окалиной. Напротив, по Бухгольцу и Пу-
шу 3, при температурах выше 1200° С и при многоосном напряженном
состоянии присадки никеля приводят даже к более глубоким поверхно-
стным трещинам. Ухудшение горячей деформируемости стали является
основной причиной того, что достоинства меди как легирующего элемен-
та до сих пор в достаточной мере не использованы 432).
1 F. Nehl. Stahl u. Eisen, 58, 1938, S. 779-784.
2 G. G. Foster u. /. /С Gilchrist. Metallurgla Manchr. 45, 1952, p. 225—250.
3 См. си. 3 на стр. 1076.
432) См. доп. 425) к стр. 1054.
t078
МЕДЬ В СТАЛИ
При термической обработке деталей тонких сечений из очень чистых
углеродистых сталей влияние меди аналогично влиянию малых содержа-
ний никеля и приводит к заметному замедлению превращений, например
при патентировании, что следует соответствующим образом учитывать.
М. Кислород в стали
В процессе изготовления сталь поглощает, естественно, некоторое
количество кислорода, который при раскислении не может быть удален
полностью. Поэтому сталь всегда содержит определенное количество
этого элемента, который находится практически исключительно в форме
оксидных включений и может поэтому оказывать существенное влияние
на свойства стали. При этом важное значение имеет не только общее со-
держание кислорода, которое определяется методом горячей экстракции,
но прежде всего вид и распределение образовавшихся окислов.
Кислородные соединения, выделяющиеся в расплавленно-жидкой
стали, могут быть либо твердыми, как например глинозем, либо жидки-
ми с различной вязкостью. Всплывание кислородных соединений из
стали в шлак идет до конца только в идеальном случае, так как мелко-
дисперсные включения длительно удерживаются в стальной ванне. Кис-
лородные соединения, образующиеся в температурном интервале за-
твердевания слитка, собираются в основном в той его части, которая
затвердевает последней. В зависимости от вязкости эти соединения или
обволакивают первичные кристаллы, или обогащают эвтектическую
структуру. В твердом состоянии кислородные соединения выделяются
преимущественно по границам зерен. Точки плавления включений, их
распределение и поведение при пластической деформации существенно
влияют на свойства стали *. В технике магнитных материалов кисло-
родные соединения (оксидные магниты) приобретают в настоящее вре-
мя особое значение.
1. Система железо — кислород
На рис. 842 представлена часть диаграммы состояния системы же-
лезо — кислород. Растворимость кислорода в жидком железе точно из-
вестна; растворимость его в твердом состоянии обычно признается,
однако величина ее из-за трудности определения точно не установлена и
изменение растворимости с температурой как в а- так и в у-железе из-
вестно весьма неточно.
В рассматриваемой технически интересной области сплавов имеют-
ся три соединения, обозначаемых как е-, g- и туфазы. е-фаза обычно на-
зывается вюститом и соответствует приблизительно FeO. Она незначи-
тельно растворяет железо -и в гораздо большей степени g-фазу. g-фаза
соответствует'составу РезО4 и называется магнетитом, е- и g-фазы разде-
ляются расширенной гетерогенной областью. Растворимость е-фазы
в g-фазе очень мала, трфазы — несколько больше, трфаза соответствует
составу РегО3 и называется гематитом.
Можно принять, что кислород растворяется в твердом железе: он
проникает в железо при нагревании его в окиси железа или в кислороде.
1 См также С. Benedicks u. Н. Lofquist. Slagginneslutningar i jarn och stal Stockholm,
1929; H. Wentrup. Techn. Mitt. Krupp. 5, 1937, S. 131—152; IT. Koch, H W’entrup u. O. Keif. Arch.
Eisenhiittenw.. 22, 1951. S. 15—30; F. Wever u. W. Koch. Stahl u. Eisen, 74. 1954, S. 264—271.
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО — КИСЛОРОД
1079
Точечное распределение окислов железа в переходной зоне к металлу
также подтверждает это (рис. 843), если принять, что частички окислов
образуются в результате реакции кислорода с железом *. Наличие рас-
творимости подтверждается также тем, что в результате фазовых пре-
вращений или рекристаллизации в кованом или катаном состоянии плохо
раскисленной стали появляются обогащенные окислами границы вторич-
Содермакие кислорода. %(атомн.)
Рис. 842. Диаграмма состояния железо — кислород [по L. S. Darken
a. R. W. Gurry. J. Amer. Chem. Soc., 67, 1945, p. 1398; 68, 1946, p. 798;
см также Metals Handbook. Amer. Soc. Met., Cleveland, 1948, p. 1212—
1213.
ных зерен. Фишер и Энде 1 2 нашли, что содержание растворенного ки-
слорода составляет при затвердении от 0,05 до 0,06%• Позднее3 грани-
цу растворимости кислорода в б-железе вблизи точки плавления устано-
вили в 0,003—0,007%, а в «-железе меньше 0,003%. Китчнер 4 с сотруд-
никами показали, что растворимость кислорода при 1275° С достигает
0,003 ± 0,0003%), а в чистейшем у-железе она меньше 0,001 %. Себолт
нашел, что в a-железе при 900° С кислород растворяется больше, чем
1 См. A. Fry. Dr.-Ing.-Dissertation, Berlin, 1922.
2 IT. A. Fischer u. H. vt>n Ende. Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, S. 297—304.
3 E. Wever, W. A. Fischer u. G. Engelbrecht. Stahl u. Eisen, 74, 1954, A. 1521—1526.
4 J. A. Kitchener, J. О, M. Bochris, M. Gleiser a. J. W. Ewans. Acta-Metallurgica, 1, 1953
p. 93—101.
1080
КИСЛОРОД В СТАЛИ
в у-железе (рис. 844). Если даже величина 0,03% О2 при 900° С несколько
завышена, то этот рисунок качественно иллюстрирует изменение раство-
римости при превращении у =₽* а.
При поверхностном окислении твердого железа в тонких слоях окис-
ла можно наблюдать превращения между вюститом и магнетитом. Они
обратимы и протекают по реакции Fe3O4 + Fe 4FeO.
При охлаждении ниже 570° С протекает превращение FeO в Fe3O4
с выделением a-железа. Этот процесс можно считать подобным обра-
зованию перлита, так как магнетит и железо появляются одновремен-
но *. Интересно, что в окисле с избытком кислорода около 150° С пре-
вращение FeO происходит не путем появления зародышей новой фазы
Рис. 843. Проникновение кислорода и об-
разование окислов в поверхностном слое
железа при окислении. Х100
Содержание кислорода(попас се)
Рис. 844. Изменение растворимости
кислорода в твердом железе при пере-
ходе из v- в a-состояние [по A. U.Sey-
boldt. J. Metals, 6, 1954, p. 641—644}
и роста их, а подобно образованию мартенсита1 2. Реакция протекает
быстро в тонких пленках и сильно замедляется в толстых слоях 590.
Вследствие этого свойства FeO могут быть изучены при комнатной тем-
пературе 3.
Окисление чистейшего железа на воздухе в области температур
500—900° С происходит по известному параболическому закону роста
толщины слоя. Температурная зависимость подчиняется экспоненциаль-
ному закону с энергией активации 132 кдж/моль (33000 кал/моль) 4.
Об образовании окисных слоев см. стр. 674, т. I.
Восстановимость окислов Fe3O4 и Fe2O3 посредством СО очень раз-
лична; при восстановлении водородом различие значительно меньше.
Лучшую восстановимость Fe2O3 по сравнению с Fe3O4 можно, очевидно,
объяснить появлением пор при восстановлении Fe2O3, что, вероятно,
вызвано перестройкой решетки окисла из гексагональной в кубическую,
в связи с чем в решетке могут возникнуть нарушения 5.
Влияние углерода на растворимость кислорода в твердом железе
еще точно не известно. Все же по рис. 312 (т. I) можно составить пред-
1 R. Gollongue u. G. Chau dr on. С. R. Acad. Sci., Paris, 234, 1952, p. 728—729.
2 R. Gollongue, R. Sifferleu a. G. Chandron. Rev. Met., 50, 1953, p. 727—736.
5 E. H. Gulbransen a. R. Ruka. J. Metals, 2, 1950, p. 1500—1508.
4 J. R. Stunleg, I. von Hoene a. R. T. Huntoon. Trans. Amer. Soc. Met., 43, 1951, p. 426—446.
5 Edstrom J. O. J. Iron Steel Inst., 175, 1953, p, 289—304.
ВЛИЯНИЕ КИСЛОРОДА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
108Р
ставление о влиянии углерода на
растворимость кислорода в жид-
ком и твердом железе. В еще
большей степени, чем углерод,
влияют на растворимость кисло-
рода в жидком железе кремний,
титан и алюминий (рис. 845). По-
скольку по действию раскисляю-
щих элементов в жидком состоя-
нии можно судить о поведении их
в твердом состоянии, следует
ожидать, что растворимость кис-
лорода в технических сплавах
железа должна в большей мере
зависеть от легирующих элемен-
тов. Практически же она будет
всегда чрезвычайно низка. Поэто-
му следует ожидать, что в сталях,
легированных элементами, обла-
дающими большим сродством к
кислороду, чем железо, влияние
растворенного кислорода суще-
ственно ниже, чем в чистом же-
лезе.
Рнс. 845. Граница растворимости кислорода при.
1600° С в сплавах железа с добавками различных:
р а скислителей
2. Влияние кислорода на свойства стали
а. Влияние растворенного кислорода
Вследствие очень малого количества кислорода, которое вообще
может растворяться в железе, выразить численно его влияние весьма
трудно. Это усугубляется тем, что не удается достаточно четко разде-
лить кислород на растворенный и находящийся во включениях. Далее,,
колебания в содержании других элементов могут перекрыть ожидаемое
малое влияние кислорода. Новые исследования *>1 2-3 очень чистого же-
леза, содержавшего до 0,27% О2 в растворенном состоянии и во вклю-
чениях, показали результаты, согласующиеся с прежними: при комнат-
ной температуре и при —73° С кислород существенно не влияет на
предел прочности, предел текучести и твердость. Напротив, при -—196° С
вследствие повреждений на границах зерен, которые ведут к межкри-
сталлитным трещинам, уже при содержании кислорода до 0,01 % проч-
ность сильно падает. С этим связано также ухудшение пластических
свойств4, которое отчетливо выявляется только при низких темпера-
турах (см. рис. 848). С повышением содержания кислорода снижается
максимальное значение ударной вязкости, а температура перехода из
вязкого состояния в хрупкое однозначно повышается. Из рис. 846 вид-
но, что примерно до 0,003% О2 изменение едва заметно и только при.
более высоком содержании кривая круто поднимается. Очевидно, со-
1 W. Р. pees, В. Е. Hopkins а. Н. R. Tipler. J. Iron Steel Inst. 169, 1951, p. 157—168.
2 W. P. Rees, В. E. Hopkins. J. Iron Steel Inst., 172, 1952, p. 403—409.
3 См. также сн. 3 на стр. 1079.
4 См. также Reschka. Е. Scheil u. Е. Н. Schulz. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933, S. 105—108..
1082
КИСЛОРОД В СТАЛИ
держание 0,003% О2 соответствует его растворимости в твердом железе,
однако нельзя сказать, является ли она предельной для выбранной здесь
температуры нагрева 950° С или же при охлаждении на воздухе содер-
жание кислорода снизилось до 0,003% (см. рис. 844).
Рис. 846. Зависимость температуры хладноломкости от содержания
кислорода в чистом железе [no W. Р. Rees а. В. Е. Hopkins.
J. Iron Steel Inst.. 172. 1952. p. 403—-409]
Влияние кислорода на чистое железо в связи с процессом охрупчи-
вания можно представить себе следующим образом. При содержании до
0,003%, т. е. в области твердого раствора,
Рис. 847. Выделения FeO в выплавлен-
ном в вакууме чистом железе с
0,016% Ог- XI000 (по F. Weeert .4. IF.
Fischer u. H. Engelbrecht. Stahl u.
Eisen, 74. 1954, S. 1521 — 15261
кислород не оказывает измеримого влия-
ния на механические свойства. При низ-
ких температурах излом идет по кристал-
литам. При содержании кислорода до
0,01% излом преимущественно межкрис-
таллитный 1 и это связано с падением
предела прочности и сильным повышени-
ем температуры перехода (рис. 846). Ме-
ханизм процесса разрыва по границам
зерен еще не может быть объяснен доста-
точно точно. Если даже в чистейшем же-
лезе можно обнаружить микроскопичес-
кие выделения окислов, которые иногда
располагаются преимущественно по гра-
ницам зерен (рис. 847), что не всегда уда-
ется установить, то нельзя найти никакой
связи между подобными выделениями и
процессом хрупкого разрушения. Грани-
цы зерен являются действительно причи-
ной хрупкого разрушения. Это вытекает
из того, что образцы в крупнозернистом
состоянии при низких температурах разрушаются по границам зерен
без образования шейки, тогда как монокристаллы до самых низких
температур показывают пластическое течение в соответствии с ориен-
тировкой и разрушаются по плоскостям спайности1 2. Одно из объ-
1 См. сн. 2 на стр. 1081.
2 См. сн. h 2 на стр. 1083.
г
ВЛИЯНИЕ КИСЛОРОДА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1083
яснений этого явления связано с двойникованием1 предполагается,
что в ходе деформации, протекающей при двойниковании с большой
скоростью, очень тонкие пленки инородных веществ на границах зерен
разрушаются хрупко и тем самым могут привести к хрупкому разрыву
-образца. С этой точки зрения становится понятным внезапное падение
удлинения при той температуре, при которой усиливается двойникова-
ние (рис. 848). Имеется также взаимосвязь двойникования с ударной
вязкостью. Однако двойникование часто наблюдается в условиях хруп-
кого излома без какой-либо причинной связи между этими явлениями
(см. стр. 44, т. I). Кислородные включения, которые становятся види-
мыми1 2-3 при содержании 0,007% О2 и при содержании свыше 0,01%
О2 влияют на поведение материала, сказываются прежде всего на удар-
® Чистое железо с 0,0217. Ог, оОездглероженное
• .. .. „ ОрОЗПОг,
нои вязкости, вызывая плавный
переход ее значений от низких
к высоким.
Вредное влияние кислоро-
.да устраняется уже незначи-
тельными добавками марганца
(0,5%) 2 или, еще лучше, алю-
миния, измельчающего зерно и
улучшающего вязкость стали.
Но это определяется не влия-
нием растворенного кислорода.
Углерод действует как рас-
кислитель и при том без обра-
зования твердых продуктов ре-
акции. Поэтому при содержа-
нии >0,002% он предотвраща-
разрыве чистого железа в зависимости от темпера-
туры испытания |по D. F. Gibbons. J. Metals, 5,
1953, р. 1245—1250]
ет хрупкость границ зерен в чи-
стом железе с содержанием до
•0,13% О24 (рис. 848). Однако
механизм действия углерода еще не ясен. Не выяснено также, можно ли
считать, что уменьшение содержания кислорода в вакуумной плавке ве-
дет к снижению склонности к межкристаллитным трещинам при дли-
тельном высокотемпературном нагружении.
Можно считать, что изменение свойств железа при содержании
кислорода свыше 0,003% связано не с влиянием его в растворе. Так,
например5, повышение электросопротивления железа на 2% при увели-
чении содержания кислорода от 0,08 до 0,21 % следует, .вероятно, отнести
за счет неравномерного распределения других элементов. Не привели
также к однозначным результатам попытки 6 обнаружить взаимосвязь
между общим содержанием кислорода и твердостью, видом излома, фи-
зическими свойствами и т. д.; из-за .разной формы и распределения
включений результаты от случая к случаю могут меняться.
Изменения на границах зерен при повышенном содержании кисло-
рода указывают на изменяющуюся с температурой растворимость его
в железе, которая может вызвать дисперсионное твердение. Часто пыта-
1 D. F. Gibbons. J. Metals; 5, 1953, р. 1245—1250.
2 См. сн. 2 иа стр. 1081.
3 См. сн 3 на стр. 1079.
4 См. также Л Z>. Fast. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 1484—1496
5 F. S. Tritton a. D. Hanson. J. Iron Steel Inst., 60, 1924, p. 90—121.
6 W. Eilender u. W. Oertel. Stahl u. Eisen, 47, 1927, S. 1558—1561.
1084
КИСЛОРОД В СТАЛИ
лись отмести восприимчивость железа и стали к старению за счет кис-
лорода, тем более что старение ослабляется такими сильными раскис-
лителями, как алюминий. Так как, однако, алюминий связывает и азот,
то вряд ли можно сделать заключение об участии только одного кисло-
рода в этом процессе. Склонность богатых кислородом сталей к старе-
нию может быть объяснена вызванным кислородом ослаблением границ,
зерен, усиливающим хрупкость в результате старения.
Твердость чистого железа с 0,03 или 0,07% О2 при отпуске после
закалки оставалась существенно ниже, чем при старении, связанном
с наличием азота1 2 (см. рис. 871, стр. 1105). Влияние кислорода на
механическое старение не обнаружено. В бедном углеродом железе кис-
лород оказывает косвенное влияние на охрупчивание, способствуя обра-
зованию карбидов. Может быть именно косвенное, а не непосредственное
влияние кислорода является причиной высокой восприимчивости к ста-
рению стали с содержанием больше 0,03% О2 и с низким содержанием
азота. Следует напомнить, что содержащая кислород сталь при нагреве
без доступа воздуха склонна к сильному поверхностному обезуглерожи-
ванию 3. При этом в процессе обезуглероживания большее участие при-
нимает кислород, входящий во включения, а не растворенный.
Здесь же необходимо указать на образование аномальной структу-
ры при цементации (см. стр. 293, т. I). Фишер и Кох4 установили, что
аномальная структура появляется только тогда, когда включения содер-
жат более 10% FeO; при более низком содержании закиси железа во
включениях сталь имеет нормальное строение. Каким образом кислород,
вернее FeO, реально участвует в этом процессе, еще не выяснено.
б. Влияние оксидных включений
В предыдущем разделе шла речь о выделениях окислов, богатых
железом. В данном разделе будет обсужден вопрос о влиянии продук-
тов раскисления такими элементами, как кремний, марганец и алю-
миний.
Как уже отмечалось, природа и взаимная связь образующихся про-
дуктов раскисления решающим образом определяют распределение их
в стали и поведение при деформировании. От состава частиц окислов
зависит одновременно скорость их всплывания в ванне и вместе с тем
раскисляющее действие. Так, например, небольшие количества глинозе-
ма, образующегося при раскислении стали кремнистыми сплавами, со-
держащими алюминий, могут тормозить всплывание жидких капелек
силиката марганца. Вместе с тем очень жидкотекучие окислы, которые
хорошо всплывают, имеют неприятное свойство распределяться при кри-
сталлизации стали по границам первичных зерен.
Включения с высокой температурой плавления, например окислы
алюминия, также собираются в процессе кристаллизации преимущест-
венно на границах первичных кристаллов и могут быть причиной раз-
рушения по границам, например в стальных фасонных отливках (см.
стр. 723, т. I).
Твердые, тугоплавкие включения, выделяющиеся перед началом или
во время кристаллизации железа, могут в качестве зародышей оказывать
1 См. си. 5 на стр. 1083.
2 См, сн.2 на стр. 1079.
3 См. например, Н Hoff. Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 1293—1304.
4 W. A. Fisher u. Koch. Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, S. 345—354.
ВЛИЯНИЕ КИСЛОРОДА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1085
влияние на первичную кристаллизацию Так, например, глинозем или
богатые глиноземом включения измельчают первичное зерно. В проти-
воположность этому тщательно раскисленная алюминием сталь часто
имеет крупное зерно. Некристаллические включения, например кремне-
кислота или другие богатые силикатами включения, затвердевающие
в стекловидной форме, по-видимому, не оказывают подобного влияния.
Зародышевое действие при первичной кристаллизации не следует отож-
дествлять с тем, которое в раскисленной алюминием стали ведет к из-
мельчению зерна аустенита. Это действие, которое в основном объясняет-
ся мелкодисперсными нитридами алюминия, эффективно до 1000—
Сердцевина Переходная Кромка Поверх-
зона насто
Серийные отливки
Присадка М , кг/ r
Рис. 849 Распределение включений глино-
зема в слитке успокоенной мягкой марте-
новской стали [по//. Hoff. Stahl ц. Eisen,
71, 1951, S. 1293—1304]
Верх
Сердцевина Переходная Кромка Поверх-
зона ность
Рис. 850. Распределение коагулированных
включений в слитке неуспокоенной мяг-
кой мартеновской стали [по Н. Hoff.
Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 1293—1304]:
1 — серийные отливки; 2 — отдельные
отлнвки
1050° С, а затем прекращается вследствие растворения частиц. Между
тем включения глинозема при этих температурах не растворяются.
Вследствие различной по зонам слитка скорости затвердевания
распределение включений по зонам оказывается неравномерным. Как
показано на рис. 849, включения глинозема обогащают в слитке ниж-
нюю часть'и всю поверхность, т. е. те области, которые затвердевают
в первую очередь. В противоположность этому боковые поверхности
и верх слитков неуспокоенной стали свободны от включений, которые
в этом случае собираются в сердцевине слитка с повышением концент-
рации от верхней части к подошве (рис. 850). При применении бутылоч-
ной изложницы, когда газовыделение затруднено, еще в большей сте-
пени заметно скопление неметаллических включений у подошвы слитка,
тогда как в средней и верхней частях различия в содержании включе-
1 Н. Wentrup u. Schrader. Arch. Eisenhuttenw., 20, 1949, S. 165—178.
1086
КИСЛОРОД В СТАЛИ
ний между сердцевиной и краем практически не наблюдаются. Распре-
деление включений особенно важно при изготовлении тонкой жести, так
как грубые включения часто могут быть причиной образования трещин
при глубокой вытяжке.
С тех пор как Тамман указал на наличие межкристаллитного ве-
щества, этому веществу пытались приписать особое значение в харак-
теристике механического состояния и пытались выделить его ’. Яснее
всего показывают влияние межкристаллитного вещества испытания на
растяжение при низких температурах. Если разрушение идет по кри-
сталлитам и при наиболее низких температурах, то, очевидно, межкри-
сталлитное вещество не оказывает никакого существенного влияния 1 2.
Если включения становятся жидкими уже при температурах горя-
чего деформирования (900°С), то они вызывают красноломкость (см
раздел «Сера», стр. 1179). Самым легкоплавким оксидным включением
является закись железа, точка плавления которой при взаимодействии
с сульфидом железа снижается от 1370 до 940° С. Однако в присутствии
марганца образуются имеющие высокую температуру плавления соеди-
нения МпО и MnS. В этом заключается специфическое действие марган-
ца, устраняющего красноломкость. Включения, вызывающие краснолом-
кость при горячем деформировании, могут также быть причиной горячих
трещин при затвердевании слитков или отливок.
На механические свойства стали влияют в особенности такие вклю-
чения, которые при деформировании вытягиваются в строчки. Это преж-
де всего силикатные включения в сталях, легированных марганцем
и кремнием (наряду с сульфидами). Присутствие таких включений при-
водит к тому, что после деформирования механические свойства стали,
особенно ударная вязкость, становятся различными в продольном и по-
перечном направлениях. У стали некоторых марок, например для поло-
совых пружин (см. раздел «Марганец»), такое различие желательно,
и его даже стараются получить. В сварочном железе влияние загряз-
няющих окислов при сильной волокнистости также используется для
предотвращения хрупкого излома.
Для сталей с еще большим содержанием включений характерен так
называемый шиферный излом, возникающий вследствие деформирова-
ния включений. Следует, однако, заметить, что шиферный излом вызы-
вается не только включениями, но и дендритной ликвацией. Вторичная
строчечная структура, возникающая в результате горячей деформации
при температурах между At и А3, также существенным образом обус-
ловлена включениями, на которых откладывается преимущественно фер-
рит. В сталях, особенно автоматных, желательно иметь равномерное
распределение включений, которые обладали бы не слишком большой
твердостью. Практически применяется сталь с сульфидными или иными
включениями, например свинцовыми, однако богатая кислородом сталь
лучше обрабатывается резанием. Так, мартеновская сталь, более за-
грязненная, чем чистая электросталь, обрабатывается лучше. Нежела-
тельны прежде всего крупные включения из-за их влияния на предел
усталости. Окислы, образующие в стали коагулированные включения,
понижают сопротивление усталости. Это влияние, однако, не идет в срав-
нение с другими факторами, действующими как надрезы. Следует счи-
тать, что включения только тогда могут влиять на предел усталости,
1 См, например, Е Folkhard Arch Eisenhiittenw, 24, 1953, S 519—522
2 Представления о межкристаллитном веществе ие отвечают современным металлофизиче
ским представлениям о строении границ зерен Прим р е д
ВЛИЯНИЕ КИСЛОРОДА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1087
когда их действие как надрезов будет более значительным, чем действие
прямых надрезов или других нарушений поверхности. Включения ока-
зывают значительное влияние только в сильно нагруженных частях
с хорошо приработанной поверхностью. Поэтому коленчатые валы обя-
зательно проверяют на поверхностные включения; техническими норма--
Рис. 851, Эталонная шкала для оценки синеломкости образ-
цов в поперечном направленны [по //. Hoff. Stahl u. Eisen,
71, 1951. S. 1293—1304]
ми предусматриваются особые испытания на содержание включений
в шарикоподшипниковой стали (см. стр. 562, т. I).
Особым видом контроля является так называемое «испытание на
синеломкость» ’, для которого была даже предложена эталонная шка-
ла, позволяющая оценить степень загрязнения сталей (рис. 851 и 852).
Испытание проводят при температурах 300—350° С, чтобы получить вяз-
кий излом, в котором характерным образом отмечается штриховатость,
обусловленная включениями. Если вести такие испытания при комнат-
ной температуре, то результат получится иной, так как и излом будет
хрупким, и места включения или совсем не выявятся, или выявятся очень
слабо. При деформации стали включения затрудняют течение и снижа-
ют удлинение и сужение. При некоторых обстоятельствах включения
могут способствовать насыщению стали водородом (см. стр. 1163).
1 Этот вид испытания, не вошедший в широкую практику, не следует смешивать с проверкой
стали на синеломкость, обусловленную азотом. Прим. ред.
.1088
КИСЛОРОД В СТАЛИ
Особенно грубые, видимые на микрошлифе включения часто назы-
ваются песочинами, так как при обработке они выкрашиваются как пе-
сок. В большинстве случаев это тугоплавкие окислы, которые остаются
твердыми даже при температуре плавления стали. Состоят они преиму-
щественно из кремнекислоты и глинозема, попадающих в сталь при
разливке из огнеупорных материалов; частично они состоят из тугоплав-
ких продуктов раскисления, которые выделились из стали (например,
богатые глиноземом марганцовистые силикаты) или были захвачены из
.шлака. Происхождение этих включений, т. е. попадают ли они в металл
Рнс. 852. Эталонная шкала для оценки синеломкости
образцов в продельном направлении [по Н. Hoff. Stahl
н. Eisen, 71. 1951, S. 1293—1304]
:из огнеупорных материалов или шлака или являются продуктами рас-
кисления, можно выяснить методом выделения включения из стали
и химическим анализом. Форма и внутреннее строение включений, на-
блюдаемые под микроскопом, также могут служить отправной точкой
в определении их происхождения >. Однако полное решение вопроса
оказывается возможным не всегда. От попадания включений из огне-
упорных материалов можно предохранить металл, применяя, например,
разливку сверху, а от продуктов раскисления можно избавиться, раскис-
ляя сталь таким образом, чтобы образовались соединения, хорошо вы-
деляющиеся из нее и с низкой температурой плавления. Далее, количест-
во шлаковых включений можно снизить, применяя высокую скорость
разливки стали. Крупные включения приводят в большинстве случаев
к браку изделий. Это особенно неприятно, если дефект обнаруживается
1 Н. Hoff. Stahl и. Eisen. 71. 1951, S. 1293—1304.
МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗОКИСЛОРОДНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
1089
после окончательной обработки. Подобные грубые дефекты хорошо об-
наруживаются ультразвуковым дефектоскопом.
Влияние кислорода на свойства стали изучали главным образом на
неуспокоенной стали, качество которой существенно зависит от реакций
растворенного в стали кислорода с углеродом.
Кислород — один из активнейших элементов, используемых в ме-
таллургии стали. Применение чистого кислорода вместо воздуха позво-
ляет снизить содержание азота в стали. Благодаря высокой энергии
горения и снижению охлаждения за счет балластного азота можно про-
водить окислительные реакции путем продувки в конвертерах таких
чугунов, которые при обычном способе производства — кислом бессеме-
ровском или основном томасовском — не могли быть продуты.
При кислородном дутье процесс в гораздо меньшей степени зависит
от состава чугуна. Фосфор в этом случае может в основном выгореть
уже одновременно с углеродом. Кроме того, при кислородном дутье
в широких пределах можно регулировать температурный режим плавки.
Поэтому часто применяют кислородное фришевание, причем кислород
можно вводить через сопло, а также сверху — через трубку. Последний
способ используется при введении кислорода прежде всего в ванну
электрических или мартеновских печей433). При этом, например, в стали,
легированной хромом, удается достигнуть почти полного выгорания уг-
лерода без большого выгорания хрома, благодаря чему оказывается воз-
можным, например, выплавлять сталь с особенно низким содержанием
углерода при экономии легирующих (см. стр. 715, т. I). При производст-
ве чугуна применение кислорода также может быть выгодным с точки
зрения экономии горючего, особенно на предприятиях с низкошахтными
доменными печами.
Подводя итоги, следует сказать, что кислород в течение десятилетий
рассматривали как вредный элемент. Результаты исследования показа-
ли, что качество стали определяет не кислород как таковой, а вид и со-
став его соединений, их форма и распределение. О влиянии растворен-
ного в твердой стали кислорода известно еще очень мало.
3. Магнитные свойства железокислородных соединений
Среди магнитных материалов все более широкое применение нахо-
дят кислородные соединения железа. Не рассматривая здесь подробно
общей теории, которая находится в состоянии интенсивного развития
(см. стр. 63, т. I), следует коротко остановиться на магнитном поведении
магнитов из окиси железа. По теории Гейзенберга, предпосылкой
существования ферромагнетизма является положительное значение об-
менного интеграла. Однако при отрицательном значении обменного ин-
теграла также существует вид «ориентированного» магнетизма — анти-
ферромагнетизм, когда магнитные моменты соседних атомов устанавли-
ваются попарно антипараллельно. Эта ориентация магнитных моментов
также зависит от теплового движения. Магнитная восприимчивость анти-
ферромагнетиков в противоположность ферромагнетикам вначале с по-
вышением температуры растет и достигает наивысшего значения при
определенной температуре Тх затем снова падает в соответствии с за-
433 В последнее время выплавка стали в основных конвертерах с продувкой кислородом
сверху получила широкое распространение во всех странах. Качество стали прн этом получается
такое же (в некоторых отношениях даже несколько лучше), как и мартеновской, а по производи-
тельности и экономичности этот способ значительно превосходит мартеновский (см. доп. *9) иа
стр. 181).
69 3. Гудремон, т. II
1090
КИСЛОРОД В СТАЛИ
коном Кюри — Вейсса, причем в противоположность ферромагнетикам
константа 0 при антиферромагнетизме также отрицательна (см. также
стр. 72, т. I), и поэтому она не приобретает смысла температуры пре-
вращения антиферромагнитного в парамагнитное состояние. Вначале
антипараллельные ориентации моментов при нагревании расслабляются
тепловым движением и все более и более расстраиваются, вследствие
чего и растет восприимчивость. Температура, при которой восприимчи-
вость достигает наивысшего значения, называется точкой Нееля. Это
антиферромагнитный аналог точки Кюри. Ниже точки Нееля вещество
антиферромагнитно, выше — парамагнитно. Как и в ферромагнетиках,
в антиферромагнетиках имеются элементарные области, которые при
нагреве выше точки Нееля исчезают, а при охлаждении — возни-
кают.
Часто в точке перехода в другое магнитное состояние антиферромаг-
нитные вещества претерпевают кристаллографическое превращение.
Существует теоретическое предположение, что такое превращение являет-
ся общим свойством антиферромагнитных веществ; переход от ферромаг-
нетизма к антиферромагнетизму наблюдался, например, в твердых
растворах железа и серы, в так называемых пирротинах.
Особый вид антиферромагнетизма представляет собой ферримагне-
тизм, которым обусловливаются технически важные свойства ферри-
тов \ Под ферритами понимаются соединения окисла двухвалентного
металла с скислом трехвалентного иона железа в соответствии с форму-
лой Me1 2+(Fe3+)2(O2-)4. Здесь Me представляет собой двухвалентный ион
металла или смесь двух различных двухвалентных ионов металла, на-
пример никель — цинк или марганец — цинк. В ферритах магнитный
момент также создается в основном спинами электронов парамагнитных
ионов. Ферриты имеют кубическую сингонию, но их решетка отличается
от решетки, например, железа и никеля. Они относятся к так называе-
мому типу шпинели (MgOAl2O3), в которой 32 кислородных иона обра-
зуют кубическую, плотноупакованную элементарную ячейку с 64 тетра-
эдрическими и 32 октаэдрическими местами для металлических ионов.
У ферритов заняты 8 тетраэдрических и 16 октаэдрических пустот. Со-
гласно теории Нееля 2, между ионами, находящимися в октаэдрических
положениях, с одной стороны, и в тетраэдрических, с другой, существует
отрицательное обменное взаимодействие, в результате которого полу-
чается антипараллельная ориентация атомных магнитных моментов.
Обменное взаимодействие между ионами, находящимися в октаэдриче-
ских, а также в театраэдрических местах, хотя и отрицательно, но очень
мало по сравнению с взаимодействием между ионами октаэдрических
и тетраэдрических мест. Антипараллельная ориентация атомных момен-
тов ионов октаэдрических относительно ионов тетраэдрических положе-
ний имеет следствием то, что магнитные моменты атомов тетраэдриче-
ских положений, а также и октаэдрических устанавливаются параллель-
но, несмотря на слабое отрицательное обменное взаимодействие.
Когда суммы атомных моментов в обоих подрешетках (тетраэдр-
и октаэдр) не одинаковы, появляется результирующий магнитный мо-
мент, который и обусловливает ферромагнитное состояние.
Различают нормальные и обратные шпинели. В нормальных шпине-
лях, например в цинковом феррите, двухвалентные ионы занимают тет-
1 См., например, J. L. Snoek. Последние достижения в развитии новейших магнитных
материалов. 2. Aufl.. New York, Amsterdam, 1949; /. L. Snoek. J. Phys. Radium, 12, 1951, p. 228—238.
2 L. Neel. Ann. Phys., Parts 12, 3, 1948, p. 137—198.
магнитные свойства железокислородных соединении
1091
раэдрические места решетки, трехвалентные ионы металлов (у ферритов
Fe3+) — октаэдрические; в обратных шпинелях половина трехвалентных
металлических ионов помещается в тетраэдрических, а вторая половина
и двухвалентные — в октаэдрических положениях.
Таким образом, сумма магнитных моментов ионов в октаэдрических
местах вообще больше, чем в тетраэдрических, в связи с чем появляется,
как указано выше, спонтанное намагничивание. Величина его зависит
от величины магнитных моментов, участвующих во взаимодействии ме-
таллических ионов.
Таблица 232. Магнитные моменты молекул некоторых ферритов*
Ионы в положении Термооб- работка Момент молекулы в положении Вычислен- ный теоре- тически Выявлен- ный наб- людением
А В А В результирующий момент
Fe3- Fe3- Fe3- О Fe" Zu2" Cu2" Fe3" Mg2" 0,86 0,14 9 4. (Mn Fe ) (Fe2- Fe3") 2 4— (Cu Fe ) (Ni2" Fe3") (Fe2- Fe3") (Fe3- Fe3") 2 2 (Mg Fe ) 0,86 1,14 a a a a a a 1250° 6 5 5 5 5 0 0 4?3 (5 5) (4 5) (3 5) (2 5) — (5 5) (5 5) (0 5,7) 5 4 3 2 0 0 1,4 5,0 4,2 з,з 2,3 0 0 1,4
„ 3— 2- Fe Mg 0,89 0,11 (Mg2" Fe2") 0,89 1,11 700° e 4/45 (0 5.55) 1,1 1,1
(Fe2- Си2-) 0,83 1,17 „ 2— _ 3— (Cu Fe ) 0,83 1,17 900° в 4Д5 0 J7 (0^83 5?8) 2,3 2,3
(Fe3- Cu2") 0,96 0,04 2 о (Си Fe ) 0,96 1,04 360° e 4,85 0ДИ (О7Э6 5,2) 1,3 1,3
Fe3- Прнмеч а н > J. L. Snoek 3 (Ч.5 Fe..5> н e. a—-медленное . J. Phys. Radium, a охлаждени 12, 1951, 5 е; б—закалка; р. 228—238. (0V,5) в—отжиг. 2,5 2,6
Из табл. 232 видно, что экспериментальные данные хорошо согла-
суются с теоретическими предположениями. В предыдущих главах уже
указывалось, что атомные моменты Fe®+ и Мп2+ равны пяти магнетонам
Бора, Fe2+ — 4, Ni2+— 2 и Cu2+— I. Mg2+, Zii2*, Cd2+ и Si2+ не парамаг-
нитны и атомные моменты равны нулю. Для приведенных в табл. 232
ферритов рентгенографически установлено распределение металлических
ионов в тетраэдрических (А) и октаэдрических (В) положениях. Стрел-
66*
1092
КИСЛОРОД В СТАЛИ
ки в этой таблице показывают относительное направление магнитного
момента атома. Теоретические значения магнитных моментов молекул
получаются простым вычитанием. Для цинковых и кадмиевых ферритов,
в которых взаимодействие между ионами в тетраэдрическом и октаэдри-
ческом положениях невозможно, таблица подтверждает тот факт, что
в данном случае становится заметным также отрицательное, хотя и очень
слабое, обменное взаимодействие между ионами, расположенными в ок-
таэдрических положениях, которое, однако, сводит к нулю магнитный
момент молекулы. Наконец, из данных для магниевых и медных ферри-
тов вытекает, что вид последней термической обработки оказывает влия-
ние на распределение металлических ионов в решетке по тетраэдриче-
ским и октаэдрическим положениям.
Наряду с ферритами, соответствующими точной стехиометрической
формуле МеО • Ре20з, возможны и такие, которые при наличии молекулы
Ре20з обладают отличным от единицы числом молекул МеО (часто мень-
ше единицы). Поэтому можно и ферриты подразделить на мягкие и твер-
дые в магнитном отношении. Признаком магнитно-мягких ферритов
является точная стехиометрия состава, по возможности идеальная куби-
ческая структура и возможно большая плотность, тогда как состав
магнитно-твердых ферритов отклоняется от формулы Л4еО-Ре2Оз, а
структура — от кубической. Они имеют преимущественно гексагональную
структуру с большой магнитной анизотропией кристаллов, низкую плот-
ность в спеченном состоянии, мелкие поры, каждое зерно представляет
собой отдельный домен. Для ферритов обоих видов характерно высокое
удельное электросопротивление [до 1,08 ом- м (108 ом-см)}, обусловли-
вающее низкие потери на вихревые токи. Благодаря этому ферриты,
прежде всего магнитно-мягкие, нашли широкое применение в высокоча-
стотной технике. Только сравнительно малая величина магнитного на-
сыщения [от 0,4 до 0,5 тл (4000 до 5000 гс)], в некоторых случаях огра-
ничивает их применение.
При изготовлении изделий из ферритов порошки окислов смешива-
ют и обжигают при температурах до 1000° С. Затем последовательно
проводят влажный размол, прессование высушенного порошка для при-
дания нужной формы изделию и, наконец, спекание в нужной атмосфере
при температуре 1000—1350° С.
Среди магнитно-мягких ферритов в настоящее время практически
используются в технике исключительно двойные смешанные ферриты,
в которые в качестве обязательного компонента входит цинковый фер-
рит J. Цинковый феррит снижает точку Кюри и уменьшает анизотро-
пию кристаллов, а также повышает магнитное насыщение. Как показы-
вает теоретический анализ, немагнитные ионы цинка занимают тетра-
эдрические места в решетке, в которых магнитные моменты ионов
противоположны моментам ионов в октаэдрических пустотах. В совре-
менной технике применяют марганцевоцинковые и никелецинковые фер-
риты, в частности никелецинковые ферриты для частот свыше 1 Мгц
и марганцевоцинковые для частот ниже 1 Мгц. На рис. 853 для некото-
рых никелецинковых ферритов показана малая зависимость величины
начальной проницаемости от частоты, что наиболее характерно для фер-
ритов.
Применение магнитно-мягких ферритов разнообразно. Это катушки
индуктивности высокой частоты, строчные трансформаторы и отклоняю-
1 См. также / /- Went ц. Е W Gorier Philips techn Rdsch., 13, 1952, S 221—235
МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗОКИСЛОРОДНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
1093
щие сердечники в телевизорах, броневые сердечники для телефонии;
стержневые и трубчатые сердечники и детали антенн в радиотехнике434).
Магнитно-твердые ферриты отличаются высокой коэрцитивной силой
(в//с •— несколько сотен тысяч ка)м (несколько тысяч эрстед) и низкой
остаточной индукцией — порядка нескольких десятых тысяч (нескольких
тысяч гауссов). На стр. 969 было сказано о постоянных магнитах из
смешанного кобальтожелезного феррита, которые, однако, мало исполь-
зовались из-за высокого содержания дефицитного кобальта. В последнее
время двумя независимыми путями сотрудники фирм Филлипса и Круп-
па пришли к открытию феррита состава BaO-6Fe2O3, который получил
Рис. 853. Зависимость начальной магнитной проницаемости никель-
цинковых ферритов от частоты [по Я. Fahlenbrach u. W. Heister.
Stahl и. Eisen, 73, 1953, S. 1644—1652]
большое практическое значение Рис. 854 показывает магнитные свой-
ства этого материала в зависимости от условий обработки, а рис. 855 —
от состава. Между прочим свойства этого феррита 213 могут быть улуч-
шены созданием магнитной анизотропии. Для этого крупнозернистый
спеченный материал так размалывают, чтобы каждое зерно имело ве-
личину одного домена, после чего материал просеивают в магнитном
поле. Так как гексагональная структура обусловливает высокую анизо-
тропию, зерна при прессовании в магнитном поле устанавливаются гед-
сагольной осью в направлении поля. Последующее спекание не нарушает * В
434) В настоящее время разработано и применяется большое количество разновидностей маг-
нитно-мягких ферритов, различающихся по составу, структуре (со структурой шпинели, с гекса-
гональной структурой, со структурой гранита и др.), технологии изготовления, электрическим и
магнитным свойствам, в частности по форме гистерезисной петли (пологой, крутой и особенно
прямоугольной — наведенной или спонтанной, из которых основное практическое применение имеют
последние), по величине температурного коэффициента проницаемости или коэрцитивной силы, по
положению точки Кюри (определяющей и предельную рабочую температуру), применению н др.
Здесь невозможно привести хотя бы важнейшие данные, относящиеся к современным ферритам.
В данной книге это нельзя считать и целесообразным, так как ферриты — самостоятельная группа
материалов, не имеющих никакого отношения к стали. Интересующимся этими вопросами можно
рекомендовать обратиться к специальной литературе, например [107—109]. Заметим все же, что в
настоящее время получены ферриты (главным образом в системе МпО ZnO • Ре20з). имеющий
начальную магнитную проницаемость до 1,5 тл/(а1м), или 12 000 ас/э, при точке Кюри ~140°С:
ферриты с очень малым температурным коэффициентом проницаемости (0,2—0,9 • 10-в 1/°Q и е
другими выдающимися характеристиками.
1 /. J. Went, G. W. Rathenau, Е. W. Gorter u. G. W. van Qosterhout. Philips techn, Rdsch., 13,
1952, s. 361-376. i ii il 11 iiiiliii
2 H. Fahlenbrach. Elektrotechn., Z., 74, 1953, S. 388—389.
3 G. IT. Xathenau. J. Smit u. A. L. Styts. 1. Phys., 133, 1952, S. 250—260.
1094
КИСЛОРОД В СТАЛИ
ориентировки. На рис. 856 показано увеличение магнитной индукции
материала при создании анизотропии.
Вследствие высокой коэрцитивной силы и низкой остаточной на
магниченности оксидные магниты для обеспечения оптимального исполь-
зования материала конструируют еще более короткими, чем магниты из
Рнс. 854. Влияние конечной темпеоатуры спекания иа маг-
нитные свойства оксидио-бариевого магнита (ВаО • бРеаОз)
[по Н. Fahlenbrach u. W. Heister. Arch. Eisenhiittenw., 24,
1953, S. 523—528]
Напряженность поляН,ЮгЗ
Рис. 855. Влияние содержания окиси ба-
рия на магнитные свойства оксидно-ба-
риевых магнитов [по Я. Fahlenbrach и.
W. Heister. Arch. Eisenhiittenw., 24, 1954,
S. 523—528]
Напряженность поля н,Юг 3
Рис. 856. Кривые размагничивания оксид-
ио-б ариевых магнитов, изготовленных в
изотропном и анизотропном состояниях [по
Н. Fahlenbrach u. W. Heister. Arch. Eisen-
hiittenw., 24, 1953, S. 523—528]
алнико, т. е. с большим поперечным сечением и малой высотой. Приме-
няются они, например, как подвижные и внутрирайонные магниты, для
динамомашин и моторов, для игрушек и других целей435).
os) путем использования однородных по размерам частиц, замены части ионов желез?
ионами хрома и некоторыми другими способами на анизотропных бариевых ферритах в настоящее
время получена коэрцитивная сила выше 3000 э при остаточной индукции больше 0,4 1л (4000 гс)
и (В • /7)макс*около 28 ктл • (а/м) (3,5-10® гс • э). Обусловленная такой коэрцитивной силой вы-
сокая стабильность против различных размагничивающих воздействий и низкая стоимость обеспе-
чивают все более широкое применение оксидно-бариевых магнитов, составляющих в некоторых
странах уже сейчас около половины всех выпускаемых постоянных магнитов. Очень высокие свой-
ства получены у бариево-строициевого феррита состава BL0>r«Sr «>«• * 6Fe2O3. Одиако бариевым
ферритам присущи и серьезные недостатки: большой температурный коэффициент остаточной ин-
дукции, нестабильность при низких температурах, хрупкость (свойственна всем ферритам) По-
следнюю иногда ослабляют (с ущербом для магнитной энергии) прессованием магнитов со свя-
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО—АЗОТ
1095
Н. Азот в стали
1. Общая часть
Роль азота в промышленных железе и стали можно рассматривать
с трех точек зрения:
1. Азот, неизбежно поглощаемый при плавке стали вследствие кон-
такта жидкой ванны с воздухом, вызывает определенное изменение
свойств, что проявляется в характерном различии между конвертерной
сталью и сталью, изготовляемой на поду (мартеновская, электросталь).
2. Влияние азота как легирующего элемента сравнимо с влиянием
углерода. Азот относится к тем элементам, которые расширяют у-об-
ласть и оказывают гораздо большее по сравнению с углеродом влияние
в смысле стабилизации аустенита. Добавка таких элементов, как алю-
миний и ванадий, которые связывают азот в специальные нитриды, ока-
зывает такое же действие на величину зерна и твердость, какое харак-
терно для карбидообразующих элементов.
3. В связи с тем, что азот сравнительно легко и в большом количе-
стве может диффундировать в железо и его сплавы, азотирование все
более широко применяют для повыше-
ния поверхностной твердости. Этот
процесс имеет существенные преиму-
щества по сравнению с цементацией.
При цементации азот в ряде случаев
может, хотя и в меньшей степени, диф-
фундировать совместно с углеродом
(цианирование).
а. Система железо — азот
В жидком состоянии при атмос-
ферном давлении железо поглощает
азот сравнительно слабо и, кроме то-
го, поглощенный азот при затвердева-
нии железа частично выделяется. Поэ-
тому изучать систему железо-—азот
обычным путем на сплавах, выплавлен-
ных с различным содержанием послед-
Рис. 857. Электролитическое железо, азо-
тированное 53 ч в NH3 при 680° С и мед-
ленно охлажденное. Твердые растворы нит-
рида Fe2N(t2) и Fe4N(6). Х1000 [по Д- Fry.
Kruppsche Mh., 4, 1923, S. 137—151]
него, затруднительно; более успешно это было сделано путем использо-
вания диффузии в твердом состоянии, в частности в исследованиях Фри,
которые легли в основу построения первой диаграммы состояния *.
Если длительно нагревать в струе аммиака не порошок, а компакт-
ное железо, то на поверхности образуются ясно выраженные нитридные
слои (см. рис. 886).
Если же после азотирования ведут медленное охлаждение, то в азо-
тированной при 680° С поверхностной кромке ясно различаются две зоны,
одна из которых соответствует составу Fe2N, другая отвечает составу
Fe$N. Характеризующая эти зоны микрофотография показана на рис. 857.
зующнм из резины или пластмассы. Нестабильность можно уменьшить циклическим охлаждением
до —70е С [108, НО, 111]. В связи с некоторыми недостатками оксидно-бариевых магнитов в послед-
нее время иногда снова обращаются к магнитам из упомянутого выше кобальто-железного фер-
рита .
1 A. Fry. Stahl u. Eisen, 43, 1925, S. 1271—1279; Kruppsche Mh., 4, 1923, S. 137—151.
1096
АЗОТ В СТАЛИ
На рис. 858 представлена диаграмма состояния железо — азот, по-
строенная по данным новых исследований. На ней а и у обозначают
Рис. 858. Диаграмма состояния железо—азот [по V. G. Рага-
jipa, М. Cohen, М. В. Bever а. С. F. Floe. J. Metals, 2, 1950.
р. 261—267]
твердые растворы азота в
объемно- и в гранецентри-
рованной решетках желе-
за, а у', е и g — нитриды.
Нитрид имеет кубическую
гранецентрированную ре-
шетку и в идеальном слу-
чае соответствует составу
Fe4N. е-фаза охватывает
широкую область концен-
траций. Она обладает
гексагональной плотно-
упакованной решеткой.
Структура g-фазы, кото-
рой подходит формула
БегН, — орторомбическая.
В табл. 233 приведе-
на также метастабильная
фаза а" идеального соста-
ва FeigN2, которая наблю-
дается ниже 200° С при
Таблица 233. Фазы в системе железо—азот1
Фазы Структура Периоды решетки нм Примечание
а Т Т' е g а” 11 к. н 411. Кубическая объемно- центрированная Кубическая гранецент- рированная Кубическая граиецент- рированная Гексагональная плотно- упакованная Орторомбическая Тетрагональная объем- ноцентрированная Io V. G. Parranjpe, М. Cohen, Jack. Proc. Roy. Soc. A.. a0 = 0,28606 c0 = 0,3571 При 1,46% N a = 0,3610 При 2,33% N a = 0,3646 a = 0,379 a = 0,2660 -r- 0,2764, c = 0,4344 -=- 0,4420 a = 0,276, b = 0,483, c = 0,4425 a’ = 0,571, c' = 0,629 W. B. Bevera, C. F. Floe. 208, 1951, p. 216—224; Максимальная раствори- мость 0,1% N при 590° С Максимальная раствори- мость 2,80% N при 650° С Максимальная ширина об- ласти гомогенности: от 5,30 до 5,75% N Очень широкая область го- могенности; 4,35—11,0% N Область гомогенности от 11,1 до 11,5% N прн 450° С Метастабильная фаза, на- блюдаемая ниже 200° С при выделении азота из феррита и при отпуске азотистого мартенсита J. Metals, 2, 1950, р. 261—267; Acta Crystall., 5, 1952, р. 404—
СИСТЕМА ЖЕЛЕЗО —АЗОТ
1097
выделении азота из a-железа *>2 и при отпуске азотистого мартенси-
та 3 4 5 6 7. Эта фаза не дана на диаграмме состояния. Ее можно предста-
вить себе как структуру с упорядоченным распределением атомов азота
в азотистом мартенсите. По свойствам она аналогична е-карбиду же-
леза. Особенностью диаграммы состояния является то, что выше 680° С
е-фаза простирается в сторону более низких концентраций азота, чем
у'-фаза. Растворимость е-фазы в у-растворе с повышением температу-
ры падает. Джек4 нашел, что при содержаниях азота между Fe3N и.
Fe2N, а также ниже Fe3N на рентгенограммах е-нитридов появляются
новые, сверхструктурные линии. Атомы азо-
та при этом находятся в решетке на наи-
большем удалении один от другого, что при-
водит к упорядочению при всех концентра-
циях в пределах фазовой области. В g-фазе
атомы азота по Джеку расположены взаим-
но так же, как и в е-фазе, однако в данном
случае это ведет к искажению решетки же*
леза.
На основе результатов, полученных раз-
личными методами исследования, на рис.
124 представлена кривая растворимости
азота в a-железе, т. е. кривая равновесия
а-раствора с Fe4N (см. также рис. 862). Рас-
тянутая кривая позволяет получить боль-
шую точность 5, ей соответствует приведен-
ная на стр. 161 (т. I) формула логарифми-
ческой зависимости растворимости от обрат-
ной температуры. Дийкстра нашел, что в
случае выделения у'-нитрида из пересыщен-
ного а-раствора ниже 300° С выделяется еще
метастабильный а"-нитрид FeieNj (см. стр.
иг азота в 100 г Fe, тысячи. 7.
Рис. 859. Растворимость азота в.
железе при атмосферном давлении
по Е. Martin. Arch. Eisenhiittenw.,
3, 1929-1930, S. 407—416; A. Sieverts
u. Mitarbeiter. Z. Phys. Chem., A,.
155, 1931, S. 299—313; A. Sieverts u.
G. Zapf. Z. Phys. Chem, A, 172.
1935, S. 314—3151
1100 и рис. 862). Значения растворимости азота при комнатной темпера-
туре в равновесии с Fe4N колеблются между 2,6-10“®% и 2,6-10-5%.
Растворимость азота в у-железе в равновесии с газовой фазой боль-
ше, чем в a-железе, что видно из рис. 859. В а-области, как и в 6-области,.
растворимость с повышением температуры растет, а в у-фазе, напротив,
падает. По данным новейших исследований 6> 7, максимальная раство-
римость при температуре А3 равна 0,027% N, что несколько выше, чем
на рис. 859. Также и для растворимости в a-фазе получены несколько-
более высокие значения5-7. Различие в растворимости при равнове-
сии а-раствора с Fe4N можно приписать повышенному давлению диссо-
циации нитрида при повышении температуры.
Коэффициент диффузии азота в a-железе выражается формулой
I?N(a) = 6,6-10-3 е-186о°/кт см?1сек\ при температурах ниже 400° С он не-
сколько больше, чем для углерода8 (£> с(<х> = 2-10-2e-20100/^7' см1 2! сек),.
а при более высокой, наоборот, меньше, как это вытекает из табл. 234.
Коэффициент диффузии азота в у-железе меньше, чем для углерода.
1 L. J. Dijkstra. J. Metals, 1, 1949, р. 252—260.
2 С A Wert. J. appl. Phys.. 20, 1949, р. 943—949.
3 Формула FeieNs соответствует строению тетрагональной объемноцентрированной элементар-
ной ячейки, однако более употребительной является формула FesN.
4 К Н. Jack. Proc. Soc. А., 208, 1951, р. 216—224.
5 J. D. Fast а, М В. Verrijp. J. Iron Steel Inst., 180, 1955, p. 337—343.
6 L. S. Darken, R. P Smith u. E. W. Filer. J. Metals, 3, 1951, p. 1174—1179.
7 N. S. Corney a. E. T. Turkdogan. J. Iron Steel Inst., 180, 1955, p. 344—348.
* C A. Wert. Phys. Rev., 79, 1950, p. 601—605.
1098
АЗОТ В СТАЛИ
Таблица 234. Коэффициенты диффузии углерода, азота и водорода в железе*
Температура °C Коэффициент диффузии, см^'сек, для
углерода азота водорода
20 2,0-1017 8,8-1047 l,5-10“5
100 3,3-10 14 8,3-1014 4,4-10“ 5
300 4,3-10“10 5,5-10“'° 1,7-10“4
500 4,1-10“8 3,6-10“8 3,3-10“4
700 6,Ы0“7 4,4-107 4,9-10“4
900 3,6-10“6 2,3-IO'6 6,3-10“4
950(a) 5,1-106 3,1-10“6 6,7-10“4
950 (у) 1,3-10 7 6,5-10“8 1,8-10“4
D 950° C (a) D 950° C(?) -40 —50 -4
V. D. Fast a, M. В. V errijp. Iron Steel Inst., 176, 1954, p. 24—27.
Из диаграммы состояния (см. рис. 858) видно, что между раствором
и у'-фазой образуется эвтектоид, называемый браунитом (см. рис. 857).
'Структура браунита редко выявляется так четко, как структура перли-
Рис. 860. Иглы нитридов железа [по A Fry. Kruppsche Mh., 4, 1923, S. 137—151]:
« — электролитическое железо, азотированное 24 ч в NH3 при 680° С. Х1500; б — мягкая
сталь с 0,025% N, выплавленная в электродуговой печи. Травлено пикриновой кислотой.
хюоо
та, он скорее напоминает троостит. Процесс изотермического превраще-
ния аустенита в сплавах железа с азотом аналогичен такому же процес-
су в сплавах железа с углеродом *, однако при всех температурах он
идет медленнее, чем в сплавах с углеродом. Таким образом, азотистый
аустенит существенно устойчивее по сравнению с углеродистым. Точный
ход мартенситной линии в системе железо — азот еще не определен.
Следует, однако, заметить, что при введении 0,6% N в эвтектоидные
углеродистые стали мартенситная точка снижается с 205 до 150°С1 2.
Наиболее известным структурным признаком содержащего азот
железа являются иглы нитридов (рис. 860), в основном состоящие из
1 £ Л\ Bose а. Л1. F. Hawkes. J. Metals, 2, I960, р. 307—316.
2 J. Ротеу, R. Coundry et /. Moulin. Rev. Met., 48, 1951, p. 552—560.
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1099
у'-фазы. Азот проникает преимущественно по границам зерен, на кото-
рых наблюдаются скопления нитридов, в то время как внутри зерен на-
блюдаются только мелкораспределенные иглы этой фазы.
б. Углеродсодержащие сплавы железа с азотом
В настоящее время еще невозможно достаточно точно изобразить
диаграмму состояния железо — азот — углерод. Уже при самых малых
добавках углерода эвтектоид — браунит — становится особенно мелко-
дисперсным и микроскопически распознается труднее, чем в электроли-
тическом железе. Одновременно при
введении углерода эвтектоидная
точка сдвигается в сторону низких
концентраций азота. В присутствии
углерода у'- и е-нитриды окрашива-
ются при травлении различно, что
и позволяет сделать заключение о
различной растворимости в них уг-
лерода. В сталях с 0,7% С Фри осо-
бенно часто находил светло-желтые
участки сорбитной структуры, на-
званные флавитом (рис. 861).
В присутствии азота в сплавах
железа с углеродом происходит либо
замещение атомов углерода атомами
азота в цементите, либо внедрение
атомов азота в его решетку *>1 2.
Точка Кюри цементита при введении
азота снижается, а разложение та-
кого цементита начинается при бо-
лее высокой температуре2. Таким (
Рис. 861. Светло-желтые, хорошо ограничен-
ные участки структурной составляющей азо-
тированного железа «флавит» [нз неопубли-
кованного исследования Н. Schottky]. Х100
азом азот повышает устойчи-
вость карбида.
В эвтектоидных углеродистых сталях в результате введения 0,6%
азота латентный период промежуточного превращения значительно уве-
личивается (почти в 1000 раз) и сам процесс превращения значительно
замедляется 3. Дать точные указания о составе структурных составляю-
щих в легированных, улучшаемых сталях еще труднее, чем в углеро-
дистых.
2. Влияние малых количеств азота
на свойства стали
а. Процессы дисперсионного выделения
Влияние малых количеств азота на свойства стали обусловлено воз-
можностью дисперсионного твердения. Выделение азота из железа под-
чиняется в основном тем же закономерностям, что и выделение углерода
(см. стр. 160, т. I). Различие, наряду с различной скоростью диффузии,
.вызвано тем, что максимальная растворимость азота в a-железе больше
1 J. Ротеу, R. Coundry et J. Moulin. Rev. Met., 48, 1951, p. 552—560.
2 См. доп. 110) к стр. 356.
’ /?. Bridelie et Д Michel. Rev. Met., 50, 1953, p. 410—412.
1100
АЗОТ В СТАЛИ
(0,10%), чем углерода (0,018%), а температура максимальной раство-
римости азота равна 585 против 725° С для углерода. Измерением внут-
реннего трения удалось однозначно доказать выделение метастабильной
фазы (а(', F16N2) при низких температурах и
определить, что растворимость азота в a-же-
лезе в равновесии с этой фазой (рис. 862)
значительно выше, чем в равновесии со ста-
бильной у'-фазой. Ниже 200° С выделяется
только а"-фаза и процесс идет сравнительно-
быстро, так как концентрация азота в ней
очень мала; следовательно, образуется мно-
го зародышей, к которым азот Диффундиру-
ет кратчайшим путем. Между 200 и 300° С
вначале выделяется а"-фаза, если содержа-
ние азота достаточно, при более длительных
выдержках выделяется у'-фаза. Выше 300° С
Содержание аоота‘/.(оопассе)
Рис. 862. Растворимость азота в
а железе в равновесии с "/-фа-
зой Fe4N (кривая I) и с а" фа
зой FeieNs (кривая II) [по
L J Dijkstra. J. Metals, 1, 1949,
р. 252—260]
выделяется уже одна у'-фаза (рис. 863). К
сожалению, отсутствуют исследования изме-
нений других физических свойств, особенно
для случая, когда после а"-фазы выделяет-
ся у'-фаза.
После холодной деформации металла обнаруживается второй мак-
симум на кривой внутреннего трения между 230 и 185° С, зависящий от
Рис 863 Выделение азота при различных температурах нз пересыщенного твердого раствора
после закалки с 580° С Начальное содержание азота 0,043% [по L. I Dijkstra. J Metals, 1,
1949, р 252—260]
пунктирные линии — выделение мета стабильного а" нитрида FeieN2, сплошные — выделение
стабильного у'-нитрида Fe4N
степени деформации (рис. 864). Энергия активации для этих релаксаци-
онных процессов достигает 144 кдж/моль (36000 кал/моль) и имеет про-
межуточное значение между значениями энергии активации для диффу-
зии внедрения атомов углерода и азота и для самодиффузии железа.
Авторы объясняют этот максимум тем, что инородные атомы должны
размещаться на каждой линии дислокации, в каждой атомной плоско-
сти и под воздействием внешнего напряжения должны следовать с из-
вестным фазовым сдвигом за смещением дислокации. Этим можно объ-
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1101
яснить высокое значение энергии активации. Кроме того, авторы счита-
ют, что появление второго максимума обусловливается главным образом
азотом. Бан Берн, однако,
замечает, что в металле,
подвергнутом сильной хо-
лодной деформации, лик-
видация нарушений ре-
шетки посредством диф-
фузии и рекомбинации в
присутствии инородных
атомов затруднена, и по-
этому вследствие их вза-
имодействия с вакансия-
ми появляется второй
максимум *. Можно бы-
ло бы поэтому думать,
что начинающееся дис-
персионное выделение при
200° С влияет на упругую
релаксацию. Тогда диф-
Рис. 864. Влияние степени деформации на температурную
зависимость внутреннего трения (мартеновская сталь с
0,08% С и 0.004% N) [по W. Koster, L. Bangert и R. Hahn
Arch. Eisenhiittenw.,25, 1954, S. 569—578]
фузия атомов железа про-
ходила бы в областях с
искаженной решеткой
кратчайшим путем, что
объясняло бы пониженную
максимума, очевидно, требуются
энергию активации. Для объяснения этого
Продолжительность отпуска,мин
Рис. 865. Выделение азота (а) и измене-
ние коэрцитивной силы (б) в азотирован-
ном чистом железе во время отпуска при
150° С после закалки от 550° С [по W. Kbs
ter, L Bangert u. R. Hahn. Arch. Eisen-
hiittenw., 5, 1954, S. 231—240]
дальнейшие исследования.
Параллельно с выделением нитри-
дов происходит изменение свойств. Из
рис. 865 видно, что при выделении нит-
ридов при 150° С коэрцитивная сила
повышается до максимума, а затем
вследствие коагуляции частиц нитрида
падает. Максимум коэрцитивной силы
указывает на то, что нитридные части-
цы достигли критической величины и
формы (в соответствии с теорией о
влиянии инородных включений на ко-
эрцитивную силу 2> 3 — см. стр. 83,
т. I). При 100° С выделение всего коли-
чества 'нитрида, естественно, протека-
ет медленнее. Из рис. 866 видно, что в
азотированном безуглеродистом желе-
зе уже после непродолжительного ста-
рения не наблюдается никаких измене-
ний. Напротив, у малоуглеродистой
стали в течение долгого времени про-
должается повышение свойств, причи-
ной чему является взаимодействие железа с углеродом и азотом одновре-
менно. Это подтверждается непостоянством хода кривых за первую не-
делю отпуска. В функции температуры в зависимости от содержания азо-
1 Я. G. van Виегеп. Дискуссия W. Koster, L. Bangert u. R. Hahn. Arch. Eisenhiittenw., 25,
1954. S. 569—578.
2 W. Koster u. L. Bangert. Arch. Eisenhiittenw., 25, 1954, S. 231—240.
3 C A Wert. Acta Metallurgica, 2, 1954, p. 361—367.
1102
АЗОТ В СТАЛИ
га коэрцитивная сила и электропроводность достигают максимума при
100—150° С, а остаточная индукция — только при 250—300° С.
Соответствующие изменения обнаруживаются и по механическим
свойствам. При медленном охлаждении от 550° С азот выделяется в фор-
ме нитридных игл (рис. 867, а). При этом
при 100° С
и электро-
железа и
550° С [по
Рис. 866. Влияние продолжительности отпуска
на коэрцитивную силу, остаточную индукцию
проводность азотированного электролитического
малоуглеродистой стали после закалки от _
W, Koster. Arch. EisenhCttenw., 3, 1929—1930, S. 553—558]
механические свойства изме-
няются мало (табл. 235).
После закалки с 550°С
структура выглядит гомо-
генной (рис. 867, б), одна-
ко предел прочности it
особенно предел текучес-
ти повышаются, а образ-
цы разрушаются хрупко,
без удлинения и шейки
(рис. 867,6). Выделение-
мелкодисперсных части-
чек нитрида идет уже при-
комнатной температуре
(см. рис. 863), что делает
практически невозмож-
ным процесс скольжения..
После отпуска при 250°С
выделения становятся ви-
димыми (рис. 867, в), а
удлинение и сужение дос-
тигают почти исходных
значений при одновремен-
ном повышении предела-
прочности (табл. 235).
У очень чистого железа с 0,01% N Хопкинс и Типлер 1 обнаружили»
совершенно иной вид хрупкости, связанный с азотом. Повышение скоро-
сти охлаждения с 950° С вызывает смещение кривых ударная вязкость —
температура в сторону высоких температур и интеркристаллитный из-
лом, что выявляется хорошо при —196° С. При изотермической выдерж-
Таблица 235. Механические свойства электролитического железа после
различной термической обработки
Термическая обработка
Предел Предел
текучести прочности
Исходное состояние до азотирования . . . После азотирования и медленного охлаж- дения • • 154 160 15,4 16,0
После быстрого охлаждения от 550° С 200 20,0
После быстрого охлаждения от 550° С и
отпуска при 250° С 172 17,2
265
284
315
319
1 W. Koster. Arch, Eisenhuttenw.. 3, 1929—1930, S, 553—558,
26,5
28,4
31,5
31,9
48
35
0
30
87
81
0
i В. E, Hopkins a. H. R. Tipter. J. Iron Steel Inst., 177, 1954, p. 110-117.
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1103
ке после охлаждения с печью от 1150° С уже за короткое время наиболее
сильное повреждение металла на границах зерен получается при темпе-
ратурах отжига 500—800° С, т. е. в области максимальной растворимости
Рис. 867. Нитриды в структуре азотированного электролитического железа после раз-
личного охлаждения от 550° С и отпуска и их влияние на характер разрыва образцов [по
IK Koster. Arch. Eisenhiittenw., 3, 1929—1930, S. 553—558]:
a — охлаждение с печью от 550° С. Х200; б — закалка с 550° С в воде. Х200; в —за-
калка с 550° С в воде, отпуск при 250° С. Х200; г — как (а). Х1; д — как (б). XI;
е — как (в). XJ-
азота в a-железе. Хопкинс и Типлер объяснили это ухудшение границ
зерен обогащением их азотом.
Азот и углерод влияют независимо один от другого на релаксацион-
ные характеристики материала, как это проявляется при измерениях
внутреннего трения. Это иллюстрируют кривые внутреннего трения, ко-
J104
АЗОТ В СТАЛИ
торые получены сложением кривых для углерода и азота (рис, 868).
Поведение обоих элементов в процессе выделения не одинаково. При
низкой температуре азот в форме а"-фазы выделяется из перенасыщен-
ного только им раствора быстрее, чем углерод; в то же время, например,
Рис. 868. Зависимость внутреннего трения
от температуры при одновременном нали-
чии углерода и азота в твердом растворе
а-железа. Нормальные кривые цикличе-
ской вязкости при наличии азота (а) и
углерода (Ъ) получены в таких условиях,
чтобы их сумма а 4- b точно совпадала
с экспериментальными значениями при 22
и 40° С (период колебания 1 сек) [по
С, A. Wert. Acta Metallurgica, 2, 1954,
р. 361—367]
при НО С выделение углерода прак-
тически происходит так же, как и
азота (рис. 869, а). При температу-
рах, при которых углерод выделяет-
ся быстрее, чем азот в форме у'-фа-
зы, например при 250° С, скорость
выделения азота все же выше, чем
при низких температурах, однако
ниже, чем для углерода. Количество
азота, остающегося в твердом рас-
творе, оказывается неизменным
(рис. 869, б) как при перенасыше-
нии одним азотом, так и при нали-
чии углерода.
Исследованием коэрцитивной
силы Верт установил, что из раство-
ра двойного перенасыщения выде-
ляются карбонитриды. Эти опыты
показали, что коэрцитивная сила —
не совсем подходящая характеристи-
ка для процессов выделения, так как
•она более чувствительна к форме частиц, чем к величине их. Быть мо-
жет, это является причиной несогласованности результатов различных
исследований.
Сравнение рис. 865 с рис. 133 показывает, что коэрцитивная сила
Продолжительность отпуска,мин
Рис. 869. Процесс выделения углерода и азота в отдельности и совместно из пересыщенного
твердого раствора иа основе ц-железа при ПО и 250° С (после закалки от 720° С; Fe 4-0 015% С:
Fe + 0,15% N2; Fe 4-0,015% С 4-0,015% N2) [по С. A. Wert. Acta Metallurgica, 21, 1954,
р. 361—367]
чем при образовании карбидов. Это связано еще и с тем, что в «"-нитри-
де на один атом азота приходится восемь атомов железа, а в 'е-карбиде
только 2—3 атома железа на один атом углерода, и что количество
азота в пересыщенном растворе может быть больше, чем углерода. Это,
следовательно, означает, что при одинаковом времени отпуска коэрци-
тивная сила при выделении нитридов достигает максимума при более
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1105
низкой температуре, чем при выделении карбидов. Эти соотношения
справедливы и для выделения из раствора двойного пересыщения. Ко-
эрцитивная сила с повышением температуры отпуска проходит через два
максимума, которые соответствуют выделению дисперсных нитридов
и карбидов (рис. 870), что видно также и из рис. 869. Следует при этом
заметить, что выбранное здесь вре-
мя отпуска — один час — не всегда
обеспечивает установление равно-
весного состояния.
б. Старение
При старении после закалки
(«Abschreckalterung») действие уг-
лерода и азота в чистых железоуг-
леродистых и железоазотистых спла-
вах одинаково (рис. 871). Однако
при добавке других легирующих
элементов этот процесс несколько
видоизменяется. Например, марга-
нец не оказывает никакого влияния
на старение за счет углерода, тогда
как при 0,5% Мп старение, вызывае-
мое азотом, устраняется (рис. 872).
В соответствии с этим основа-
ние кривой внутреннего трения для
сплава с азотом расширяется, мак-
симум на кривой сдвигается в сто-
рону высоких температур, и даже
Температура отпуска, °C
Рис 870. Влияние отпуска в течение 1 ч
иа коэрцитивную силу (наложение выде-
лений азота и углерода) [по W. Koster
Arch. Eisenhuttenw., 3, 1929—1930, S. 637—658]
незначи
после трехчасового отпуска при 100° С наблюдается его
тельное снижение (рйс. 873).
Рис 871. Влияние углерода, азота и кислорода на изменение
твердости чистого железа после различной термообработки
[по J. D. Fast. Stahl u. Eisen, 73, 1484—1496]:
al — после нормализации; 2 — после закалки с 720° С в воде;
3 — после двухчасового отжига; б 1 — после нормализации;
2 — после закалки с 750° С в воде; 3 после двухчасового
отжига; 4 — после закалки с ь80° С в воде
При механическом старении («Reckalterung») чистые железоуглеро-
дистые и железоазотистые сплавы обнаруживают различия. При выделе-
70 Э. Гудремон, т. П
1106
АЗОТ В СТАЛИ
нии нитридов твердость достигает максимума при 50° С уже через 2 ч,
в то время как под влиянием углерода при 50° С за 2 ч твердость еще не
повышается, а максимума она достигает только при 200° С1. Таким
образом, проявляется влияние различной растворимости азота и угле-
геплеяа/пура, °C
Рис. 872 Влияние добавки марган-
ца к содержащему углерод и азот
чистому железу на изменение твер-
дости при отпуске [по Л D. Fast.
Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 1484—1496]
/ — после нормализации, 2 — после
закалки с 720° С в воде; 3 — после
двухчасового отпуска; 4 — после
закалки с 850° С в воде
Рис. 873. Температурная зависимость внутреннего трения
железа, содержащего 0,02% N (слева) и железа с 0,5% Мп
и 0,02«/e N (справа) [по /. D. Fast и. L. J. Dijkstra. Philips
Techn. Rdsch., 13. 1951]:
a — непосредственно после закалки с 580° С, б — после
трехчасовой выдержки яри 100° С после закалки. Положе-
ние максимума отмечено вертикальной пунктирной линией
рода при комнатной температуре. Около 2-10—5 % N2, растворенного
в железе при комнатной температуре, уже, очевидно, достаточно, чтобы
задержать движение дислокаций, образовавшихся при холодной дефор-
мации. Такое же количество углерода находится в растворенном состоя-
нии до 150° С, поэтому он может вызвать механическое старение только
выше этой температуры.
1 J. D. Fast. Philips techn. Rdsch., 14, 1952, S. 27—35; Stahl u. Eisen, 73, 1953, S 1484—1496
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1107
Эти факты наряду с высокой скоростью диффузии азота в стали
дают основание приписывать старение сталей главным образом влия-
нию азота.
Марганец при механическом старении не оказывает никакого влия-
ния на поведение азота. Объясняется это тем *, что азот обладает не-
сколько большим сродством к марганцу, чем к железу, и поэтому потен-
циальная энергия атома азота в междоузлиях между атомами марганца
и железа меньше, чем между двумя атомами железа. При старении пос-
ле закалки этого достаточно, чтобы вызвать изменение в процессе выде-
ления. При механическом же старении в связи с наличием большого
числа дислокаций для атомов азота имеется достаточно мест со значи-
тельно пониженной потенциальной энергией, так что 'влияние марганца
в данном случае незначительно.
Синеломкость (см. рис. 140) обусловливается главным образом со-
держанием азота1 2’3-4. Как показывает рис. 874, даже в железе
Рис. 874. Зависимость предела прочности от температуры:
чистой стали (а — нормализованной; б — нормализованной
в вакууме), чистого железз и чистого железа с незначи-
тельными добавками углерода и азота после нормализации
в вакууме [по/. D. Fast. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 1484—
1496]
c 0,04% С наблюдается незначительное повышение предела прочности
при 100—250° С; в железе с 0,02% N этот эффект выражен значительно
сильнее. Также отчетливо проявляется влияние азота на ударной вяз-
кости, хотя вследствие большой скорости деформации падение вязкости
проявляется при более высокой температуре (см. рис. 140). Повышение
предела прочности при температуре синего цвета побежалости начинает-
ся уже при очень малой концентрации азота (в растворе), наивысшего
значения он достигает при 0,01% N. Дальнейшее повышение содержания
азота уже не ведет к повышению прочности. При повышенном же со-
держании углерода (>0,2%) можно еще наблюдать повышение проч-
ности при содержании азота сверх 0,01%. Однако и в сплавах, не содер-
жащих азота, углерод также может вызвать при повышенных тем-
пературах хрупкость, аналогичную охрупчиванию при механическом
старении.
1 L. I. Dijkstra a. R. S. Sladek. J. Metals, 5, 1953, р. 69—70.
* 1. D. Fast u. Е. Overbosch. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 1484—1496.
3 У Imai a. T. Ishizaki. Sci. Rep. Inst. Tohoku Univ. A., 4, 1952, p. 533—574.
4 E. Houdremont, 117. Wepner u. II. 1. Wiest er. Arch. EisenhOttenw., 26, 1955, S. 279—285.
70*
1108
АЗОТ В СТАЛИ
Вследствие совпадения причин, вызывающих механическое старение
и синеломкость, можно просто определять склонность к механическому
старению посредством измерения твердости в интервале от комнатной
температуры до 300° С. Как показано на рис. 875 *, максимальное по-
вышение твердости различно для марок стали, имеющих различную
склонность к старению. Связь этого повышения твердости с содержани-
ем азота иллюстрируется рис. 876. Этот рисунок подтверждает, что для
эффективной борьбы с механическим старением неуспокоенных сталей
содержание азота должно быть меньше 0,005%. Обведенные чертой зна-
чения для групп Вк характеризуют добавочное, хотя и крайне незначи-
Рис. 875. Изменение твердости различных сталей при повышенных тем-
пературах испытания [по£ Houdrerncnt, W Wepner и Н J Wiester
Arch Eisenhuttenw , 2S, 1955, S 279—285]
1 Марка Сталь Химический состав, %
с Si Мп р S А1 (общий) N
Tu Неуспокоенная то- масовская сталь 0,03— 0,05 Следы 0,26— 0,35 0,034— 0,059 0,017— 0,035 0 0,007— 0,018
Bk Сталь Bo-Kalhng 0 007— 0,016 » 0,19— 0,63 0,029— 0,068 0,030— 0,041 0 0 ,013— 0,021
Wu 1 ] Неуспокоенная улучшенная бессеме- 1 0,05 » 0,35— 0,44 0,046— 0,054 0,025— 0,035 0 0,008
Wu2 J ровская сталь 1 0,05 » 0,35— 0,37 0,035— 0,051 0,023— 0,035 0 0,006
Mu Неуспокоенная мар- теновская сталь 0,03— 0,08 » 0,26— 0,40 0,0 1 6— 0,042 0,013— 0,032 0 0,003— 0,005
Mb Успокоенная марте- новская сталь 0,06 0,06 0,29— 0 ,36 0,021— 0,025 0,027— 0,031 0,012— 0,024 0,004— 0,005
MA Устойчивая против 0,09— 0,05— 0,44— 0,015— 0,023— 0,037— 0 ,005—
старения мартеновс- кая сталь 0,13 0,15 6,54 0,025 0,036 0,058 0,008
тельное, влияние углерода на твердость, так как образцы были с со-
держанием углерода <0,01%. Поэтому прирост их твердости несколько
меньше. Особенно слабый прирост твердости показывают стали Mb
и МА, в которых азот связан и взаимодействие его атомов с дислока-
циями устранено. Если, однако, эти стали нагреть выше 1000° С, когда
нитриды перейдут в раствор, и затем быстро охладить, то повышение
твердости будет наблюдаться также при 200—250° С
Изменения склонности к старению, вызываемые присадкой леги-
рующих элементов, также указывают на преимущественное влияние азо-
’ См. также W Hesse Arch. Eisenhflttenw., 24. 1953. S. 173—181
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1109
та. Уже наличие марганца приводит к некоторому снижению синеломко-
сти при старении после закалки, хотя его влияние на механическое ста-
рение не так очевидно При введении алюминия в жидкую сталь
устраняется ее способность к старению, так как алюминий связывает
азот в труднорастворимых нитридах. Другим преимуществом, обуслов-
ливаемым выделением алюминиевых нитридов, является высокая вяз-
кость в неостаренном состоянии (см. рис. 300). Производство нестарею-
щей стали Ицетт основано на исследованиях Фри1 2. На деформи-
рованных в холодном состоянии образцах железа или неуспокоенной
мартеновской стали Фри наблюдал
после нагревания на 200°С и после-
дующего травления в растворе хло-
ристых солей железа и меди окра-
шенные в темный цвет деформиро-
ванные зоны, которые выявляются в
виде «фигур действия сил» (рис. 877).
Рис. 877. «Фигуры действия сил»
после травления по Фри мягкой
стали в сравнении со сталью Ицетт.
X 0,4 [по A. Fry. Kruppsche Mh.,
7, 1926, S. 185—196]
Рис. 876. Максимальная разность в твер-
дости при высокотемпературном испыта-
нии для сталей (см. рис. 875) в зависи-
мости от содержания азота [по£. Houdre-
mont, W. Wepner и. М. J. Wiesler. Arch.
Eisenhiittenw., 26, 1955, S. 279—285]
При микроскопическом исследовании в этих зонах по границам зерен и
по линиям скольжения деформированных кристаллов обнаружены
выделения, которые способствуют макроскопически заметному растрав-
ливанию (рис. 878). Кестер3 показал, что эти «фигуры действия сил»
вызываются выделением азота. Стали, являющиеся также мелкозерни-
стыми, но не содержащие алюминия и выделяющие азот в виде нитри-
дов железа или марганца, не обладают такими хорошими свойствами 4.
Так, например, присадкой алюминия к богатым азотом томасовским ста-
лям можно достигнуть большего смещения температуры хладноломко-
сти, чем при введении в стали с низким содержанием азота 5. Однако на-
ходящиеся в растворе небольшая часть углерода и остатки азота обус-
ловливают некоторое старение и в сталях, содержащих алюминий, хотя
1 См. сн. 3 на стр. 1107.
2 A. Fry. Kruppsche Mh., 7, 1926, S. 185—196.
3 W. Koster. Arch. Eisenhiittenw., 3, 1929—1930, S. 637—658.
4 G. УХ. Ceil, N. L. Carwile a. T. G. Digges. J. Res. Nat. Bur. Stand., 48, 1952, p. 193—200;
Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 48—49.
5 H. Kornfeld. Arch. Eisenhiittenw., 25» 1954, S. 61—70.
1110
АЗОТ В СТАЛИ
оно существенно слабее (см. рис. 300 и 876), так что можно с полным ос-
нованием говорить о сталях, устойчивых против старения. Малоуглеро-
дистая сталь в результате искусственного введения азота в количестве,
которое не может быть связано присутствующим алюминием, снова ста-
Рис. 878. Разъедание по границам зерен образца из
мягкой стали в месте «фигур действия сил». Х300
[по .4. Fry. Kruppsche Mh., 7, 1926, S. 185—195]
ловится склонной к старе-
нию. На это указывает по-
явление при клеймении «фи-
гур действия сил» (рис.
879).
Подобным алюминию
оказывается титан. Он оди-
наково действует и как рас-
кислитель, и как элемент,
связывающий азот и угле-
род в нитриды и труднорас-
творимые карбиды. Вана-
дий также образует нитри-
ды, но как раскислитель дей-
ствует слабо. Поэтому неус-
покоенная малоуглеродистая
сталь при добавке ванадия
приобретает определенную
стойкость против старения.
Такая сталь является осо-
бенно подходящей для глу-
бокой вытяжки. Нитриды ванадия при этом начинают выделяться
ниже 500° С, выше этой температуры нитридов ванадия не обна-
ружено *.
Выше (стр. 165, т. I) подробно обсужда-
лась связь между изменением предела теку-
чести и старением. Обработанная алюмини-
ем невосприимчивая к старению сталь Ицетт
показывает резко выраженный предел теку-
чести, что можно в основном объяснить дей-
ствием углерода. Однако она обладает осо-
быми преимуществами для определенных
целей именно вследствие такого поведения
Рис. 879. «Фигуры действия сил»
в азотированной стали Ицетт. Х1.
[по». Koster. Arch. Eisenhiittenw.,
3, 1929—1930, S. 637—658]:
a — иеазотироваиная; б — азоти-
рованная
предела текучести. Способ использования
такой стали см. на стр. 222, т. I.
Стали, легированные элементами, свя-
зывающими азот и углерод, устойчивы про-
тив старения только тогда, когда азот и,
возможно, углерод посредством определен-
ной термической обработки выделяются в виде стабильных соединений.
Например, если раскисленную алюминием сталь (сталь Ицетт) нагреть
выше 1000° С, чтобы растворились нитриды алюминия, она становится
крупнозернистой и весьма склонной к старению. Для образования нитри-
дов алюминия, вообще говоря, достаточно медленного охлаждения после
прокатки. В наибольших количествах нитриды выделяются в процессе
изотермического отжига при 700—950° С 2. Поэтому для нестареющих
' Е. Т. Turkdogan, S. Ignatowicz a. I. Pearson. J. Iron Steel (nst., 181, 19o5, p. 227 -231.
2 H F. Beeghly. Analyt Chem., 21, 1949, p. 1513-1519; F. Meunier et A. Demarez. Rev. Met,
49. 1952, p. 655—663.
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1111
сталей температуру прокатки следует выбирать не слишком высокой.
Часто вначале проводят нормализацию для измельчения зерна. Стали,
раскисленные только кремнием и обнаруживающие только некоторую
стойкость против старения, необходимо подвергать более длительному
отжигу при 600° С для образования нитридов кремния ’, так как эти
нитриды начинают выделяться только ниже 700°С1 2. Даже тогда, когда
С Si На Р S Нг с Si tin Р S Ыг С Si Un Р S А1
0.05 Сл 0.38 0.056 0.035 ООП OJ1 Сл 0.080.0130.0360.007 0.080.0203600100.0260.083
I П Ш
Охлаждение на воздухе с ОЗ О °C
I— —Г~ГТ~~1 —|—ГП---------\М
Температура испытание, °C
Рис. 880. Влияние температуры испытания на ударную вязкость не-
состаренных и состаренных образцов из неуспокоенной томасовскоЙ
стали, неуспокоенной мартеновской стали и раскисленной алюминием
мартеновской стали после нормализации и закалки в воде с 930° С.
Старение в процессе часового отпуска при 250° С после 10%-ного рас-
тяжения [по Н. Hauptmann. VOEST—Jb., 1950—1951, 51, S. 37—60]:
I — томасовская неуспокоенная сталь с 0,05% С; S1 следы; 0,36% Мп;
0,056% Р; 0,035% S; 0,017% N2; II — мартеновская неуспокоенная сталь
с 0,11% С; Si следы; 0,48% Мп; 0,013®/® Р; 0,026% S; 0,007% N2; III —
мартеновская сталь, содержащая 0,08% С; 0,02% Si; 0,36% Мп; 0,01% Р;
0,026% S; 0,082% Al; 1 — образцы без старения; 2 — образцы после
старения
азот связан прочно, в результате быстрого охлаждения от температур
ниже точки Ai может наступить вызванное углеродом старение ниже
100°С3. Закалка малоуглеродистых сталей с температур выше Аз, вы-
зывающая измельчение структуры, снижает температуру хладноломкости
не только в не склонных к старению сталях, но и в неуспокоенной тома-
совскоЙ стали (рис. 880). Аналогичное действие вызывает закалка с
1 Т. С. Leslie a. R. L. Rickett. J. Metals, 5, 1953, р. 1021—1031.
2 N. S. Carney, Е. Т. Turkdogan, J. Iron Steel Inst., 180, 1955, p. 344—348.
3 ». Hesse. Arch. Eisenhiittenw., 24, 1953, S. 173—181.
1112
АЗОТ В СТАЛИ
температуры прокатки, если она выше 750° С, а еще лучше — выше точ-
ки A3. Однако подлинная устойчивость против старения, как у стали
Ицетт, не достигается.
На старение стали могут влиять другие сопутствующие элементы,
однако это эффект второго порядка. Это относится, например, к кисло-
роду, который в очень чистом железе вызывает сильное охрупчивание
по границам зерен (см. стр. 1081), а также к фосфору, который очень
сильно повышает склонность к хрупкому излому, но не оказывает влия-
ния на старение как таковое. Все же если дается оценка склонности
к старению какой-либо стали, то это влияние фосфора должно быть при-
нято во внимание 1. Таким образом, нужно отличать охрупчивание, воз-
никающее вследствие старения,
Рис. 881. Сдвиг кривых ударная вяз-
кость — температура нормализации со-
старенной мягкой стали при добавке ни-
келя
1 — никелевая нормализованная сталь;
2 — нормализованная малоуглеродистая
сталь; 3 — никелевая сталь после старе-
ния; 4 — малоуглеродистая сталь после
старения
от общего хрупкого состояния, хотя
практически при старении оба эф-
фекта складываются.
Из всего сказанного вытекает,
что уменьшение содержания фосфо-
ра ослабляет склонность к хрупкому
излому, снижение содержания азо-
та (возможно, также и углерода)
уменьшает склоность к старению.
С целью снижения содержания
азота применяют кислородное дутье
или дутье, обогащенное кислородом,
при этом необходимо тщательное
соблюдение режима продувания. Та-
ким образом удается также понизить
содержание других вредных эле-
ментов, например фосфора.
В этом разделе следует еще раз,
правда скорее из соображений ис-
торического характера, остановить-
ся на методе определения склонно-
сти к старению. Испытание ударной
вязкости только при комнатной тем-
пературе в дальнейшем обозначается цифрой I. Сдвиг температуры пере-
хода от вязкого состояния к хрупкому (см. рис. 141), являющийся точной
мерой восприимчивости к старению, обозначается далее цифрой II.
Испытание по методу I может оказаться эффективным в тех случа-
ях, когда в результате старения температура хладноломкости переме-
стится за комнатную (кривые 2 и 4 рис. 881). Если температура хлад-
ноломкости в результате старения через комнатную температуру не
перейдет’(кривые 1 и 3, рис. 881) или ударная вязкость уже при комнат-
ной температуре отвечает нижней части кривой, то способ испытания I
не дает никакого указания на дополнительное охрупчивание в резуль-
тате старения. Такие случаи, когда после испытаний по методу II сталь
считали склонной к старению, а испытания по методу I не подтвержда-
ли этого, типичны, например, для сталей с 3—5% Ni (рис. 881). В этих
сталях старение не вызывает нежелательных явлений во время эксплуа-
тации; поэтому они рекомендованы в качестве так называемого неста-
реющего материала для котлостроения 2. Различно ведут себя при ис-
* См. Я. Knuppel ц. К Е. Mayer. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 401—409.
2 A Goerens. Z. VDI, 68, 1924, S. 41—47.
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1113
пытаниях по методу I и II также многие легированные стали, однако
не все. Вообще говоря, практически все легированные стали в полностью
успокоенном состоянии перед выпуском дополнительно раскисляются
алюминием, так что они уже по ходу металлургического процесса при-
обретают мелкозернистость и невосприимчивость к старению.
При испытаниях по методу II одновременно проявляются и другие
виды охрупчивания. Независимо от этого лучше всего определять склон-
ность к старению путем изучения изменений твердости между комнат-
ной температурой и 300° С, так как при этом другие виды охрупчивания
устраняются (см. стр. 1108 и рис. 875).
Иногда можно встретить утверждения, что сильная деформация,
измельчая зерно, улучшает вязкость настолько, что тонкостенные труб-
ки из склонной к старению малоуглеродистой стали оказываются невос-
приимчивыми к старению *. Однако это справедливо только, если
испытания проводятся при комнатной температуре, и для деталей малых
сечений, у которых порог хладноломкости лежит при низких темпера-
турах. Смещение же порога вследствие старения остается неизменным.
в. Межкристаллитная коррозия под напряжением
Обыкновенные малоуглеродистые стали становятся хрупкими, если
они, находясь под действием растягивающих напряжений, подвергаются
воздействию горячих щелочных или соляных растворов слабокислой или
щелочной реакции (рис. 882). Такого ро-
да явление, которое может быть обуслов-
лено наличием в стали азота, называют
межкристаллитной коррозией под напря-
жением, так как обычно применяемый
термин щелочная хрупкость недостаточно
точен.
При отсутствии воздействия на гра-
ницы зерен металл обладает нормальны-
ми механическими свойствами. Межкри-
сталлитная коррозия возникает очень ча-
сто в химической промышленности в ап-
паратах для выпаривания щелочей и т. п.
При этом аппаратура приходит в негод-
ность, хотя общее коррозионное разъеди-
нение поверхности под воздействием сре-
ды крайне незначительно. В паровых
котлах также могут возникнуть такие
Рис. 882. Интеркристаллитная корро-
зия у малоуглеродистой стали [по
A. Fry. Tech. Mitt. Krupp., 2, 1934,
S. 33—42]
разрушения, если содержащиеся в ко-
тельной воде соли или специальные добавки будут накапливаться, на-
пример на стыках, в клепаных швах. Условиями возникновения подоб-
ной межкристаллитной коррозии в малоуглеродистой стали являются* 2:
1) критический состав среды, вызывающей коррозию;
2) критическое структурное состояние стали;
3) механические напряжения.
1928 S grieves. Stahl u. Eisen als Werkstoff [Gesamineite Vortrage der Werkstofftagung, 3,
2 E. Houdremont, H. Bennek u. H. Wentrup. Stahl u. Eisen, 60, 1940, S. 757—763 u. 791—797;
Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 3, 1940, S. 111—131.
1114
АЗОТ В СТАЛИ
Межкристаллитная коррозия может возникнуть только тогда, когда
коррозионная среда не вызывает общего разъедания металла, а грани-
цы зерен разъедаются. Для этого концентрация ионов агрессивной среды
должна превосходить некоторый минимум; в общем случае необходимо
повышение температуры. Раньше всего межкристаллитную коррозию
наблюдали в растворах едкого натра (отсюда и название — щелочная
хрупкость), позднее — преимущественно в растворах азотнокислых со-
лей. Для испытания на межкристаллитную коррозию в настоящее время
наиболее часто применяют кипящий раствор азотнокислых кальция
и аммония, содержащий ~60% Ca(NO3)2 + 4% NH4NO3. Этот реактив
действует сравнительно резко и быстро. Устойчивые в нем стали ведут
себя хорошо в эксплуатации, а время испытания не слишком велико.
Критическое состояние структуры стали
зависит от ее состава и термической обработки,
причем эта зависимость до настоящего време-
ни устанавливается чисто эмпирически. Давно
уже известно, что нестареющие материалы
обычно устойчивы и против коррозии '. Одна-
да 20 30 50 60
Растягивающее напряжение,
кГ/мм2
1 Кривая Содержание элементов, %
С Si Мп р S А1 Сг Си Мо ы2
1 2 3 4 5 0,04 0,04 0,14 0,67 0,23 0,22 0,28 0,51 0.04 0,23 0,67 0,74 0,76 0,012 0,049 0,035 0,042 0,038 0,027 0,030 0,037 0,029 0,021 0,003 0,012 0 ,009 0,003 0,013 0,07 0,07 0,07 0,10 1 , 14 0,24 0,05 0,24 0,29 0,06 Следы 0,34 0,006 0,012 0,006 0,004 0,005
Рис. 883. Влияние нагрузки на время до разрушения образцов из различных сталей, разрушаю-
щихся под напряжением в кипящем 64%-ном растворе кальций-аммониевого нитрата [по
W. Rddeker. Stahl u. Eisen, 73, 1953, S. 485—492]:
1 — армко-железо; 2 — томасовская сталь; 3 — мартеновская сталь; 4 — перлитная сталь; 5 —
хромомолибденовая сталь; S — предел текучести
ко еще нельзя считать доказанным, что это обусловливается одной и той
же причиной, и устойчивости против механического старения еще недо-
статочно, чтобы гарантировать материал от щелочной коррозии.
Простейшей мерой чувствительности к растрескиванию под напря-
жением является время устойчивости отдельных образцов до разруше-
ния (кольцевой образец, образец по Джонсу, скобообразный, дугооб-
разный). Строя зависимость времени до разрушения от нагрузки, можно
сравнивать различные стали или различные виды термической обработ-
ки (рис. 883). Высокоуглеродистая сталь с высоким содержанием алю-
миния (Ицетт IV) может рассматриваться как практически устойчивая.
В более тяжелых условиях чувствительность к растрескиванию появ-
ляется даже у этой стали, а также у низколегированных сталей
(рис. 883). Только аустенитная сталь 18/8 совершенно нечувствительна
к растрескиванию такого вида.
Введение повышенных количеств алюминия в обычные стали ока-
зывает благотворное влияние, которое обусловлено не только раскисле-
нием, но и в большей мере связыванием азота. Повышение содержания
1 A. Fry. Kruppsche Mh., 7, 1926, S. 185—196.
ВЛИЯНИЕ МАЛЫХ КОЛИЧЕСТВ АЗОТА НА СВОЙСТВА СТАЛИ
1115
углерода сказывается также благоприятно. При этом оба элемента
должны находиться в форме определенных химических соединений
и быть дисперсно распределенными в металлической основе. Так, ста-
ли, стойкость которых в щелочной среде связана с их составом, вследст-
вие поверхностного обезуглероживания и окалинообразования (погло-
щение кислорода и азота, окисление имеющегося в стали металлического
алюминия), могут вновь стать подверженными растрескиванию. Воз-
можно, здесь определенную роль играет также снижение прочности
обезуглероженной поверхностной зоны, которая при изгибе испытывает
наивысшие напряжения. В этом случае
всему сечению образца, в то время
снятой обезуглероженной поверх-
ностью этого не наблюдается.
Устойчивость против коррозион-
ного растрескивания обеспечивается
только тогда, когда выделяющиеся
кристаллики соединений имеют оп-
ределенную степень дисперсности,
обеспечиваемую «маятниковым» от-
жигом то выше, то ниже критиче-
ской точки At после охлаждения от
температуры прокатки или нормали-
зации *, а также закалкой в воде
после прокатки и отпуском при
625° С. При перегреве свыше 1000°С,
когда нитриды алюминия переходят
в раствор, сталь становится совер-
шенно нестойкой против щелочной
коррозии. Это может быть устране-
но длительным отжигом стали при
700—800° С, т. е. в интервале темпе-
ратур максимального выделения
нитридов алюминия (рис. 884). Во-
прос об относительном значении вы-
трещины распространяются по
как в образцах с предварительно
Ото»жен при 1050’С С50 550 650 750 850
• 700 ЯОО
Температура
последующего оттиго’С
(продолжителен астр
отжига 2v )
Рис. 884. Влияние последующего нагрева на
величину времени до разрушения растягивае-
мых в щелочи образцов из стали с 0,19% С;
O,3G°/o Si; 0,94% Мп; 0,02% Р; 0,024% S,
0,053% А1 и 0,17% Си после предварительного
двухчасового отжига при 1050° С (начальное
напряжение 400 Мн/м2, т. е. 40 кПмм2\ сре-
да — кипящий 64%-иый раствор кальций-ам-
моииевого нитрата) [no VJ7. Radeker. Stahl u.
Eisen, 73, 1953, S. 485—492]
деления нитридов по границам зе-
рен и накопления азота в дислокациях, всегда имеющихся на границах
зерен, о влиянии растягивающих напряжений или, наконец, о поглоще-
нии из раствора азотнокислых солей азота с его миграцией через границы
зерен требует дальнейшего изучения.
Благоприятное влияние оказывают также другие элементы, которые
могут связывать азот. Так, например, путем присадки к сталям титана
или тантала и ниобия можно добиться такой устойчивости против охруп-
чивания, которая в определенных условиях превосходит устойчивость
сталей, сильно раскисленных алюминием * 2. С повышением содержания
углерода стойкость против коррозионного растрескивания повышается.
Однако еще не ясно, возникает эта стойкость вследствие повышения
количества или изменения распределения (дисперсности) карбидов, или
же она является следствием общего повышения прочности за счет угле-
рода. Во всяком случае для оценки хрупкости сталей разных составов
требуются совершенно различные шкалы с отнесением времени до раз-
’ См. сн. 2 на стр. 1113.
2 Е. Baerlecken u. Hirsch. Stahl и. Eisen, 73, 1953, S. 785—789.
1116
АЗОТ В СТАЛИ
рушения не к абсолютной величине нагрузки, а к отношению нагрузки
к пределу текучести или пределу прочности.
Когда границы зерен ослаблены из-за коррозии, для растрескива-
ния по границам все же необходимы растягивающие напряжения. При
отсутствии напряжений или наличии сжимающих напряжений нет и меж-
кристаллитной коррозии. Для дальнейшего хода межкристаллитной кор-
розии необходимы, очевидно, чисто механические разрывы. Пока еще не
выяснено, каков предел напряжений, ниже которого межкристаллитная
коррозия в течение долгого времени отсутствует. Предположение, что
переход через предел текучести является предпосылкой для коррозии
такого вида, не оправдывается (см. рис. 883).
Опасны в отношении межкристаллитной коррозии все структурные
напряжения. Так, например, у закаленной на мартенсит или низко отпу-
щенной стали наблюдается особая чувствительность к коррозионному
растрескиванию под напряжением в растворе азотнокислых солей, кото-
рая может быть устранена лишь отпуском непосредственно ниже А,.
Обработанные на высокую прочность стали склонны к коррозии под на-
пряжением в других агрессивных средах. Так, трещины нередко образу-
ются в газовых баллонах, если газ содержит увлажненный цианистый
водород '. Однако в данном случае трещины проходят преимуществен-
но через кристаллиты. Это явление будет рассмотрено ниже. Здесь пред-
ставляется целесообразным упомянуть о нем вследствие подобия корро-
зионной картины.
3. Азот как легирующий элемент
Влияние азота на сталь подобно влиянию углерода. Однако из-за
того, что в нелегированные и низколегированные стали не удается в про-
цессе плавки ввести азот в значительных количествах и удержать его
после затвердевания, безуглеродистые легированные азотом стали не
нашли применения. В углеродистых сталях азот увеличивает прокали-
ваемость, снижает чувствительность к перегреву 1 2- 436), повышает ста-
бильность карбидов, вследствие чего становится возможным применение
иногда стали (или чугуна) с содержанием азота до 0,02%. Преимуще-
ства азота как стабилизирующего аустенит элемента проявляются в вы-
соколегированных, особенно в полуферритных и ферритных хромистых
сталях3 4 5 6.
В присутствии хрома поглощение азота ванной значительно возрас-
тает (рис. 885) и достигает при 18% Сг 0,2% 7. При еще большем содер-
жании, которое может быть достигнуто присадкой богатого азотом фер-
рохрома, сталь при затвердевании обнаруживает склонность к выделе-
нию газообразного азота. Поэтому в отливках, полностью свободных от
пузырей, содержание азота можно довести только до 0,1—0,15%. Эта
присадка азота к полуферритной хромистой стали вызывает снижение, а
при некоторых обстоятельствах и полное исчезновение ферритной состав-
1 7/. Buchholtz u. R. Pusch. Stahl u. Eisen, 62, 1942, S. 21—30.
2 Неопубликованные исследования H. Krainer u. К. Swoboda. Cm.F. Rapatz u. O. Mirt. Stahl
u. Eisen, 74, 1954, S. 1195—1202.
436) He азот, а фазы (нитриды), образуемые им с другими элементами или примесями,
уменьшают чувствительность стали к перегреву.
3 V. N. Rrivobok. Metal Progr., 26, 1934, Nov., p. 21—25.
4 R. Franks. Iron Age, 132, 1933, 7, Sept., p. 10—13; Trans. Amer. Soc. Met, 23, 1935, p. 968—994.
5 W. Tofaute u. H. Schottky. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 3, 1940, S. 103—110; Arch.
Eisenhiittenw., 14, 1940—1941, S. 71—77: см. также R. Scherer. Chem. Farb., 13, 1940, S. 373—379.
6 F. Rapatz. Stahl u. Eisen, 61, 1941, S. 1073—1078.
7 См. также реферат по русским работам К. Schimel. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 225—226.
АЗОТ КАК ЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТ
1117
Рис. 885. Растворимость азота в жидких сплавах
железо — хром и железо — хром — марганец [по
Н. Kj ainer и. О. Mirt. Arch. Eisenhiittenw., 15,
1941—1942, S. 467—472]:
1 — данные Брик и Криви для сплавов железо —
хром; 2 — данные автора для сплавов желе-
зо — хром — марганец
ляющей '. Даже в ферритных сталях с 30% Сг можно вызвать при на-
греве частичное превращение а—(см. также рис. 548). Следствием
этого является снижение склонности к росту зерна, что особенно сущест-
венно при сварке. Таким путем и фасонное литье из ферритной хромистой
стали может быть получено с мелкозернистой структурой.
В закаливающихся и улучшаемых хромистых сталях с 15—18% Сг,
например в стойкой против морской воды стали с 18% Сг и 0,5—2% Ni,
можно добавкой 0,2% N2 заменить 2% Ni, добавляемого для сквозного
улучшения.
Влияние азота в хромистых сталях состоит также в извлечении хро-
ма из основной массы вследствие образования нитридов хрома. Это сни-
жает количество хрома, сужающего у-область, и приводит к уменьшению
содержания феррита в стали. В связи с этим затрудняется образование
о-фазы (см. стр. 537). Азот рас-
ширяет у-область и уменьшает
критическую скорость охлаж-
дения, поэтому его можно вво-
дить в аустенитную сталь в ка-
честве заменителя других ау-
стенитообразователей, напри-
мер никеля. Так, присадка азо-
та к стали 18/8 и к аналогич-
ным сплавам способствует
большей стабилизации аусте-
нита при комнатной темпера-
туре. Соответствено свойствен-
ное всем этим сталям образо-
вание мартенсита при холод-
ном деформировании умень-
шается. Поэтому возможно
снизить содержание никеля в таких сталях до ~4%, если одновременно
повысить содержание азота до 0,2—0,3% даже при повышении содержа-
ния хрома 1 2. Структура таких сплавов состоит почти полностью из ау-
стенита. То же самое справедливо по отношению к другим сталям. В ка-
честве примера можно указать на сталь с 20—22% Сг; 3,5% Мп; 3,5% Ni
и 0,2% Ж а также с 15% Сг; 15% Мп и 0,2% Ж Замечательной особен-
ностью всех аустенитных сталей с азотом является повышение предела
текучести (табл. ПО и 236), причем не только при комнатной, но и при
повышенных температурах (табл. 236). Выделение нитридов в жаропроч-
ных сталях и сплавах на основе никель — хром, кобальт — хром — ни-
кель и др. оказывается особенно ценным для области 700—800° С, так
как при этом жаропрочность сплава повышается без существенного ох-
рупчивания.
При применении сплавов с повышенным содержанием хрома при
высоких температурах в богатых азотом атмосферах или в чистом азоте
высокого давления происходит поглощение азота. Это может привести
к настолько высокому содержанию его в поверхностном слое, что сталь
станет хрупкой в результате образования волосных трещин (например,
сталь с 18% Сг, 10% Ni и 2% Мо) 3.
1 См. сн. 4 на стр. 1116.
2 См. сн. 6 на стр. 1116.
3 F. Braumann u. Н. Krachter. Arch. Eisenhiittenw., 25. 1954, S. 373—375.
Табл иц а 236. Состав и химические свойства аустенитных хромоникелевых и хромомарганцовистых сталей с присадкой азота
Химический состав, % Термическая обработка (закалка) Температура испытания, °C Механические свойства Примечание
предел текучести предел прочности удлинение (Z=Sd) %
С Si Мп Сг Мо Ni Na Мн/м2 кПммг Мн!м* кГ:Ммг
<0,06 0,40 0,50 20,0 — 5,0 0,25 1100° с вода 20 400 40 700—800 70—80 55 Коррозионно-
стойкая
<0,06 0,40 0,50 18,0 —• 8,0 — То же 20 240 24 620 62 55 То же
<0,06 0,40 0,50 20,0 1,2 5,5 0,25 » » 20 400 40 700—800 70—80 52 » »
<0,06 0,40 0,50 18,0 1,2 8,0 — » » 20 240 24 620 62 52 » »
<0,06 0,40 0,50 20,0 2,2 6,0 0,25 » » 20 400 40 700—800 70—80 50 » »
<0,06 0,40 0,50 18,0 2,2 8,0 — » » 20 240 24 620 62 50 » »
<0,15 2,20 1,00 25,0 — 11,0 0,25 » » 20 490 49 870 87 48 Окалиностой - кая до 1200° С
<0,15 2,20 1,00 25,0 -— 21,0 — » » 20 270 27 630 63 51 То же
<0,08 0,50 8,0 15,0 —- 1,5 0,10 » » 20 400 40 700—950 80—95 45 Коррозионно- стойкая
<0,08 0,50 14,0 15,0 -— 1,5 0,10 » » 20 280 28 650—850 65—85 55 То же
<0,08 0,50 8,0 20,0 .— 1,5 0,15 » » 20 420 42 700-800 70—80 45 » »
<0,15 1,20 6,0 18,0 .—. 2,0 0,20 » » 20 440 44 850 85 55 Окалиностой- кая до 900° С
0,46 1,50 13,0 17,7 — — 0,25 1060° с масло 20 730 73 150 105 27
600 340 34 610 61 31 Клапанная сталь
700 320 32 520 52 20
800 210 21 310 31 13
0,43 1,65 12,5 17,9 1,19 — 0,19 То же 20 610 61 1000 100 36
600 340 34 640 64 34 Клапанная сталь
700 270 27 490 49 32
800 200 20 290 29 28
0,55 1,48 12,8 16,4 1,12 — — » » 20 530 53 960 96 32
600 700 350 310 35 31 590 380 59 38 26 20 Клапанная сталь
800 170 17 190 19 35
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТИ Эй ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1119
Большое сродство азота к различным элементам, например алю-
минию, титану, цирконию и также ванадию, позволяет использовать ни-
триды для измельчения структуры *. Особенно сильно это проявляет-
ся на чистоферритных сталях. Однако измельчения зерна не будет про-
исходить до тех пор, пока за счет добавки азота хотя бы частично не
образуется аустенит 437).
Азот улучшает сопротивляемость межкристаллитной коррозии кор-
розионно стойких хромоникелевой и особенно хромомарганцовистой и
ферритной хромистой сталей. У аустенитных сталей при этом проявляет-
ся стабилизация аустенита, однако специфическое действие титана —
связывание им углерода — не реализуется, так как титан одновременно
связывает и азот. Более благоприятно в этом направлении действует,
например, тантал, обладающий меньшим сродством к азоту1 2.
В ферритной хромистой стали с 18—30% Сг присадка 0,2% N вы-
зывает образование аустенита. Смешанная структура аустенита и фер-
рита менее восприимчива к межкристаллитной коррозии (см. стр. 658,
т. I). Такие стали могут свариваться без последующего стабилизирую-
щего отжига 3-4. В связи с мелкозернистостью и, возможно, повышен-
ным содержанием аустенита пластичность подобных сталей в холодном
состоянии повышается. Однако охрупчивание при 475° С проявляется
сильнее5.
Подводя итог, можно сказать следующее: в закаливающейся и улуч-
шаемой стали с 15—18% Сг азот повышает способность к улучшению и
может заменить 0,5—2% Ni. В полуферритной и ферритной стали азот
приводит к образованию аустенита, в связи с чем уменьшается склон-
ность стали к грубозернистости 438>. В аустенитных сплавах азот повыша-
ет стабильность аустенита и частично может заменить никель; одновре-
менно увеличиваются предел текучести и предел прочности, в том числе
при нагревании. Особенно заметным становится измельчение зерна под
влиянием азота в сталях, чувствительных к перегреву.
4. Повышение поверхностной твердости
путем азотирования
а. Общие замечания
Поглощение азота подобно поглощению углерода при цементации
с тем отличием, что азот поглощается, вообще говоря, в больших количе-
ствах и при этом образуется хрупкий слой нитридов. Под влиянием
азота область у-фазы сдвигается в сторону более низких температур и
перлитная точка оказывается уже при 585° С. При азотировании в ин-
тервале между 585° С и точкой А3 вначале обогащается азотом а-рас-
твор, который, наконец, превращается в раствор у; этот процесс аналоги-
чен цементации чистого железа между At и А3. На рис. 886 видно, что
1 См. сн. 4 на стр. 1116.
437> По данным отечественных исследований [112], азот в стали с 28% Сг при нагреве ее ниже
1200° С тормозит рост зериа благодаря образованию дисперсных нитридов, а при температурах
выше 1200° С — вследствие появления значительного количества у-фазы.
2 См. си. 6 на стр. 1116.
3 Е. Houdremont u. IT. Tofaute. Stahl и. Eisen, 72, 1952, S. 539—545.
4 Е. Baerlecken и. Mossner. Неопубликованные исследования.
438) В случае хромистых сталей мартенситного класса типа 4X13 азот также способствует из-
мельчению зериа. Однако в других отношениях введение азота в хромистые стали мартенситного
класса себя ие оправдывает, тем более что коррозионная стойкость при этом ухудшается. В ко-
личестве 0,035% N несколько повышает режущую способность быстрорежущей стали типа Р9 [ИЗ].
1120
АЗОТ В СТАЛИ
содержание азота сравнительно быстро падает в направлении от поверх-
ности к сердцевине.
При температурах, когда еще образуется у-раствор или вообще
структура стали соответствует у-состоянию, диффузия азота использует-
ся для одновременного насыщения стали азотом и углеродом, т. е. при
цианировании (см. стр. 1131), а также для азотирования аустенитной
стали. Наивысшая поверхностная твер-
6.97.N .
оззг.м
028% N .
-------г
0,25 7. /V
Рис. 886. Структура железа с 0,12% С,
азотированного 30 ч при 680° С в ам-
миаке и медленно охлажденного. Х50.
[по Л. Fry. Kruppsche Mh., 4, 1923,
S. 137—151]
0.0, % С
~0.127.С
^/77. С
дость получается в результате азотирова-
ния в области ct-фазы. При этих темпера-
турах толщина наружного хрупкого слоя
нитридов очень мала, и при изготовлении
шлифов он большей частью отскакивает.
Незначительная шлифовка азотирован-
ных деталей полностью удаляет этот тон-
чайший хрупкий слой. Проникающий в
сталь под этот слой азот выделяется в
виде нитридов и обусловливает диспер-
сионное твердение. Однако у нелегиро-
ванных сталей этот эффект незначителен
и особенно велик, когда к стали присажи-
вают такие нитридообразователи, как
хром, и прежде всего алюминий. Дости-
гаемая таким путем твердость может пре-
взойти твердость мартенсита. Повышение
поверхностной твердости в результате
диффузии азота и образования нитридов
в немецкой литературе обозначается тер-
мином «Nitrierhartung», т. е. твердением
при азотировании. В противоположность цементации в данном случае по-
следующей закалки не требуется.
б. Азотируемые стали в технике
При введении азота в сплав с элементами, обладающими особенным
сродством к азоту, из твердого раствора выделяются специальные ни-
триды. Высокую твердость азотированного слоя можно объяснить как
мелкодисперсностью образующихся при сравнительно низких темпера-
турах нитридов, так и их естественной твердостью !. Так как азотиро-
ванные слои очень тонки, твердость их определяют при малых нагрузках
(по Виккерсу или же методом микротвердости). Наибольшее повышение
твердости вызывают нитридообразующие элементы — хром, алюминий и
титан. За ними следует ванадий, сродство которого к азоту также хоро-
шо известно. Благоприятны также добавки молибдена (рис. 887 и 888).
На базе сочетаний хром — алюминий, хром — молибден — алюминий,
хром — никель — алюминий, хром — ванадий — молибден, хром — воль-
фрам — ванадий и т. д. разработан ряд специальных марок азотируе-
мой стали, у которых можно получать желательные механические свой-
ства в сердцевине при значительно повышенной твердости на поверхно-
сти (табл. 237). Для облегчения обрабатываемости резанием в сталь
иногда добавляют фосфор и серу, а также селен (например, в нитралой
EZ). Как видно из табл. 238, речь идет частично и об инструментальных
1 О. Meyer и. /?. Hobrock. Arch. Eisenhiittenw., 5, 1931—1932, S. 251—260.
ПОВЫШЕНИЕ поверхностной твердости путем азотирования
1121
Общее содержание кроме и алюминия, 7а
Рис. 887. Поверхностная твердость азотированных железо-
хромистых и железоалюминиевых сплавов [по W. Eilender и.
О. Meyer. Arch. Elsenhiiitenw., 4, 1930—1931, S. 343—352]:
/ — железохромистые сплавы, азотированные 12 ч при
570° С; 2 — железоалюминиевые сплавы, азотированные при
550° С (а — 46 ч; б — 12 ч); 3 — истинное повышение твер-
дости железохромистых сплавов
Высокое качество азотированного слоя получается в том случае,
когда специальные стали азотируются в улучшенном состоянии и прак-
тически не содержат в структуре доэвтек-
тоидного феррита. При исходном отож-
женном состоянии с повышенным содер-
жанием феррита в общем случае полу-
чается более хрупкий азотированный
слой с худшим переходом к сердцевине.
Кроме того, слишком мягкая сердцевина
оказывается недостаточно прочной под-
ложкой для тонкого слоя. При любых ус-
ловиях необходимо избегать обезуглеро-
живания поверхности.
Прочность сердцевины можно повы-
сить, если легировать сталь такими эле-
ментами, которые при азотировании вы-
зывают дисперсионное твердение. Для
этого наиболее подходящей добавкой бы-
Рис. 888. Твердость по глубине азоти-
рованного слоя железоалюминиевых
сплавов (азотировано 48 ч при 550° С)
[по О. Meyer u. R. Hobrock. Arch.
Eisenhuttenw., 5, 1931. S. 251—260]
ла бы медь, но она неблагоприятно влия-
ет на азотирование (см. стр. 1053). Иную
возможность представляет комбинация
никеля и алюминия (см. стр. 1029 и
рис. 806). Например, в стали нитралой N
прочность сердцевины при азотировании сильно повышается (ее значе-
ния заключены в скобки в табл. 237) 43 43&). При обработке стали необходи-
мо производить отпуск при температуре выше 600° С, так как после дис-
персионного твердения сталь с трудом поддается обработке.
Действие азотирования металлографически выражается лишь в по-
вышенной протравливаемости структуры, получаемой после улучшения,
43S) См. в доп. 402> на стр. 1031 о еще более высокопрочной дисперсионно твердеющей азоти-
руемой стали.
71 Э Гудремон. т. TI
Таблица 237. Азотируемые стали
Марка стали Химический состав, % Режим закалкн Температура отпуска, °C Механические свойства сердцевины*1
с Si Мп А1 Сг Мо Ni Другие эле- менты Предел текучести Предел прочности Относитель- ное удлине- ние*2, %
Мн/м2 кГ!мм2 Мн!м2 кГ1мм2
27СгА16 0,24— 0,30 0, IS- О.35 0,50- 0,70 1,0- 1,2 1,3- 1,5 — — — 870—910° С, вода или масло 580— 650 450 45 650—800 65—80 16
34СгА16 0,30- 0,38 0,15— 0,35 0,50— 0,70 1,0- 0,2 1,3— 1,5 — -— — 870—910° С, вода или масло 580— 650 600 60 800—1000 80—100 12
32 Al CrMo 4 0,30- 0,35 0,15— 0,35 0,50— 0,70 1,0- 1,2 1,0- 1,2 0,15— 0,20 — — 870—910 °C, вода или масло 580— 650 600 60 800—1000 80—100 12
31 CrMoV 9 0,26— 0,34 0,15 - 0,35 0,50— 0,70 — 2,2- 2,5 0, IS- О. 20 — 0, io- о. 15V 850 -890° С, вода или масло 580— 650 800 80 1000— 1150 100-115 11
33CrAlNi 7 0,30- 0,37 0, IS- О. 35 0,40— 0,60 1,0- 1,2 1,6 1,8 — 0,90— 1,00 — 840—870° С, масло 610— 660 600 60*3 8G0—1000 80—100*3 14*з
30 Cr AIS 5 0,25— 0,35 0, is- о. 35 0,50— 0,70 0,8- 1,0 1,1- 1,3 — 0,08— 0.10Р, 0,08— 0.15S 870—910° С, вода или масло 580— 650 450 45 650—800 65—80 12
Нитралой 125 0,20— 0,30 0,20— 0,40 0,40— 0,70 0,85— 1,20 0,9- 1,4 0,IS- О. 25 — — 920—950° С, вода или масло 590— 650 720 72 860 86 21
Нитралой 135 0,30- 0,40 0,20— 0,40 0,40— 0,70 0,85— 1,20 0,9— 1,4 0, IS- О. 25 -— —• 920—950° С, вода или масло 590— 650 840 84 970 97 20
Нитралой 135 (модифици- рованный) 0,38— 0,45 0,20 — 0,40 0,40 — 0,70 0,85— 1,20 1,4- 1,8 0,30— 0,45 _— — 920—950° С,вода или масло 590— 650 1000 100 1110 111 17,5
Нитралой N 0,20— 0,27 0,20 — 0,40 0,40— 0,70 0,85— 1,20 1,0- 1,3 0,20— 0,30 3,2- 3,8 — 900—950° С, вода или масло 590— 650 800 (1260) 80(126)*« 930 (1330) 93 (133)* 4 23 (15)4*
Нитралой 230 0,25— 0,35 0,20- 0,40 0,40— 0,70 0,85— 1,20 1,0- 0,60— 1,00- — — 920—950° С, вода или масло 590— 650 — — — — —
Нитридий EZ 0,30- 0,40 0,20— 0,40 0,50— 1,10 0,85— 1,20 1,5 0, IS- О. 25 — 0,15— 0,25Se 920—950° С, вода или масло 590— 650 640 64 890 89 17,5
*i Данные для немецких улучшаемых сталей являются нижним пределом для образцов с поперечным сечением до 80 мм, для американских улучшаемых ста-
лей марок нитралой—средним значением для образцов с поперечным сечением 25 мм. 2* У немецких сталей для Zo=5a, у американских—для/о~50 мм (2 дюйма).
При диаметре 100—250 мм. *4 Значения в скобках получаются после дисперсионного твердения при азотировании._ ______ _____________
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1123
Таблица 238. Состав и твердость азотируемых сталей с высокой прочностью
сердцевины1
Химический состав, % Температура азотирова- ния, °C Время азоти- рования, ч Твердость X Твердость сердцевины нас
С Si Ми Сг Мо Ni V w
0,53 0,3 0,34 3,65 0,51 . 0,74 525 72 975 47
1,50 0,3 .—- 12,11 0,94 — 0,94 '—- 540 48 1150 59
1,33 0,3 0,28 13,31 0,81 0,55 .—. 3,8 Co 540 72 970 50
0,77 0,3 0,24 3,83 8,63 — 0,01 1,35 540 72 1400 63
1,2— 1,3 0,3 — 1,00— 1,25 — — 0, IS- О. 25 4,75— 5,25 540 48 925 56
1,04 0,3 — 1,25 1,33 — 0,25 0,51 540 48 975 47
0,37 1,06 0,34 4,92 1,32 0,23 0,44 — 480 48 1100 43
* V- о. р. 697—702 Я omerb erg. «Ni triding. in Met a Is Handbook, mer, S эс. Met. , Cleveland 1948,
в остальном структура остается неизменной. Только на самой наружной
кромке можно наблюдать слой нитридов, легко выкрашивающийся при
изготовлении шлифа, а также и выделения нитридов по границам зерен
(рис. 889). При изгибе азотированных
образцов, так же как и цементованных,
в твердом поверхностном слое возни-
кают характерные не распространяю-
щиеся в вязкой сердцевине трещины.
Азотирование можно с успехом при-
менять также для повышения поверх-
ностной твердости аустенитной стали,
однако лишь тогда, когда поверхность
их перед азотированием или в процес-
се его активизируется, что достигается
травлением или добавлением к приме-
няемому для азотирования аммиаку
хлоридов соляной кислоты и других
веществ. Аустенитную сталь азотиру-
ют при 500—600° С в зависимости от
химического состава. Повышение по-
верхностной твердости легко сминаю-
щейся аустенитной стали в ряде слу-
Рис. 889. Структура кромки азотированной
специальной стали (32А1СгМо4). Азотиро-
вано 12 ч при 500° С. Х200
чаев имеет немаловажное значение, например для штоков клапанов авиа-
ционных моторов. При азотировании подобной стали основная масса
обедняется хромом вследствие образования нитридов хрома, и ее корро-
зионная стойкость ухудшается.
в. Свойства азотированного слоя
а. Глубина азотирования
Так как при относительно низких температурах азотирования (500—
550° С) азот проникает в железо очень медленно и, кроме того, раство-
римость его в железе очень мала (при 500°С около 0,04%), для полу-
71*
1124
АЗОТ В СТАЛИ
чения высокой поверхностной твердости азотированием требуется срав-
нительно много времени. При этом азотированный слой достигает не-
значительной глубины (рис. 890). Повышение температуры азотирова-
Рис. 890. Зависимость глубины азотирова-
ния от времени для стали с 0,30% С;
1,5% Si и Г% А1. Температура азотирова-
ния 500° С [по Н. Kallen u. Н. Schrader.
Automobiltechn. Z., 36, 1933, S- 484—4901
ния не приводит к существенным ре-
зультатам. Как показано на рис. 891,
наивысшая поверхностная твердость
получается при 500° С. При 520—540° С
азотированный слой более глубокий
и имеет более низкую твердость на по-
верхности. При температуре азотиро-
вания свыше 560° С нитриды настоль-
ко грубы и азот проникает ® сердцеви-
ну настолько глубоко, что поверхност-
ная твердость оказывается совершенно
недостаточной. Поэтому при выборе
температуры азотирования нужно об-
ращать внимание главным образом на
устойчивость материала сердцевины
против отпуска, чтобы при продолжи-
тельном азотировании она не утратила необходимой прочности. В проти-
воположность цементации при азотировании не удается существенно из-
менять глубину слоя. Срок службы азотированного слоя можно повысить
Рис. 891. Влияние температуры азотирования на распределение твердости двух сортов
стали; азотировано 48 ч в Ь»Нз:
а — 27СгА16; б — 31CrMoV9
не увеличением глубины азотирования, а повышением прочности сердце-
вины.
Не было недостатка в опытах по изысканию методов ускорения азо-
тирования *. Наиболее известны попытки использовать влияние высоко-
частотных колебаний на ионизированный газ и тем самым ускорить
’ См. обзор Е Ките. Arch. Eisenhiittenw.. 18. 1944—1945, S. 57—60.
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1125
процесс диффузии *. Однако этим путем не удалось достигнуть сколько-
нибудь существенных результатов. При малой продолжительности азо-
тирования удавалось заметить некоторое ускорение диффузии, что одна-
ко, следует объяснить активированием поверхностной реакции; при
большей глубине слоя этот способ не показал заметного преимущества.
То же самое относится к применению газового разряда при азотирова-
нии 1 2. Положительно заряженные ионы азота, обладающие высокой
кинетической энергией, попадают на поверхность детали, являющуюся
катодом, разогревая ее. Вследствие высокой активации происходит
сравнительно быстрое поглощение азота, однако это мало влияет на
собственно диффузию азота в глубину материала (рис. 892). Поэтому
удается прежде всего ускорить азотирование при кратковременном про-
цессе. Этот эффект несколько больше у стали, содержащей алюминий,
Рис. 892. Влияние условий азотирования на поглощение
азота поверхностью стали [по//. Bennek и. О. Rudiger.
Arch. EisenhCttenw., 18, 1944—1945, S. 61—67]:
1 — газовый разряд; 2 — обычные условия азотирования
(1—2 капли в секунду); 3 — обычные условия азотирования
(нормальная скорость подачи NH3)
чем у стали без алюминия. Изменяя давление и силу тока и одновремен-
но интенсивность ионного потока, можно несколько улучшить процесс,
однако требуется точный контроль температуры, чтобы при больших
нагрузках не перегреть образец и вообще не получить отрицательного
результата. Опыт показывает, что практически безразлично, применяет-
ся разряд при постоянном или переменном токе. Существенным также
является присутствие наряду с азотом водорода; целесообразно и при-
менение аммиака. При большой продолжительности азотирования в га-
зовом разряде поверхность образца несколько разъедается. По-видимо-
му, самые поверхностные особо хрупкие слои нитридов 'разрушаются
(распыляются), и снова обнажается мягкая и вязкая поверхность.
Некоторого увеличения глубины азотирования можно достигнуть,
применяя двойной цикл — сначала при 480—500° С, затем при 500—
520° С. Если повторное азотирование проводится при достаточно низкой
температуре, когда нитриды еще не способны к коагуляции (ниже
~520°С), то наивысшая твердость заметно не снижается. Повторное
азотирование при более низких температурах не дает положительных
результатов 3. Следует иметь в виду, что детали, азотированный слой
1 6. Mahoux, С. R. Acad Sci. Paris, 191, 1930, р. 1328—1330; О. Meyer, W. Eilender u.
IT. Schmidt. Arch. EisenhCttenw., 6, 1932—1933, S. 241—245; H. Schenk u. E. Schmidtmann. Arch.
Eisenhuttenw., 1954, S. 579—588
2 DRP 668 639, 12. 7. 1932.
3 O. Hengstenberg u. F. K. Naumann. Techn. Mitt. Krupp, 1, 1933, S. 47—53.
И26
АЗОТ В СТАЛИ
которых в эксплуатации срабатывается или утоньшается (например,
пресс-формы при многократном использовании), лишь тогда могут быть
восстановлены повторным азотированием, когда первоначальный азоти-
рованный слой полностью удаляется. Важно также, чтобы при азотиро-
вании поверхность была чистой и блестящей, без жирных пятен и
ржавчины и т. п., которые затрудняют поглощение азота.
Азотирование спеченных железных образцов дает более глубокий
слой *. Однако практическое применение таких азотированных мате-
риалов ограничено из-за их высокой хрупкости и малой прочности
сердцевины. Они применяются большей частью в тех случаях, когда де-
таль работает на истирание без высоких давлений.
Кроме азотирования с целью получения твердой поверхности, при-
меняют также и мягкое азотирование. Это — азотирование при повы-
шенных температурах, когда требуются малое трение и высокие корро-
зионные свойства.
₽. Твердость
Азотированный слой обладает твердостью, превышающей твердость
мартенсита закаленной цементированной углеродистой стали (рис. 893).
Такая высокая твердость необходима, когда изделия подвергаются боль-
700
ООО
200
100
О 0,2 Ofi 0.6 0.8 ЦО 1.2 и
Глубина,ни
Норнолипая глубина
ценентации для неллик деталей,
кал зубчатые колеса
Рис. 893. Сравнение кривых твердости поверхностного слоя
закаленной и цементованной стали:
/ — азотирование; 2 — цементация
шому износу. Кроме того, азотированный слой сохраняет свою твердость
при нагревании до температуры образования нитридов, т. е. примерно
до 500° С.
i Таким образом, азотированная сталь обладает тем преимуществом,
что в шйроком интервале температур остается твердой и стойкой против
износа различного вида. По этой причине азотируют даже быстрорежу-
щую и инструментальную сталь (см. стр. 868), в частности работающий
в условиях сильного износа инструмент и пресс-формы для пластмасс, а
также детали, работающие в условиях износа при повышенных темпе-
ратурах, как гильзы цилиндров двигателей внутреннего сгорания, авиа-
ционных моторов, пулеметные стволы и т. д.
' W. Koster u. J. Raffelsieper. Arch. Eisenhuttenw., 22, 1951, 337—341.
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1127
Поскольку рациональным выбором легирующих элементов можно
в известных пределах влиять на глубину азотированного слоя (рис. 894),
имеется достаточно широкая возможность подбора азотируемой стали
для различных назначений. Так, алюминийсодержащая сталь наиболее
пригодна для подверженных износу деталей (рис. 894). Азотированный
•слой безалюминиевой стали не так тверд (рис. 894), но зато более вязок,
и такая сталь более подходяща в тех случаях, когда изделие подвергает-
ся одновременно действию износа и ударов или высокого давления 440>.
Кроме того, эта сталь вследствие присут-
ствия в ней молибдена и ванадия устой-
чива против отпуска, так что даже при
500° С сердцевина ее достаточно тверда
и является хорошей основой для азотиро-
ванного слоя. Еще в большей степени это,
конечно, относится к высоколегирован-
ным сталям, перечисленным в табл. 238.
у. Коррозионная стойкость
Наружная зона азотированных слоев
•отличается известной стойкостью против
коррозии, так как нитриды, будучи ста-
бильными соединениями, обладают до-
вольно хорошей химической стойкостью.
Однако стойкость азотированной поверх-
ности против коррозии достаточна толь-
ко при воздействии слабой агрессивной
Рис. 894. Влияние состава на твер-
дость азотированного поверхност-
ного слоя:
сплошная кривая — хромомолнбде-
нованадиевая сталь; пунктирная —
хромоалюминиевая (молибденовая)
сталь
среды, причем лишь в том случае, когда образуется нитридный слой, ко-
торый не будет выкрашиваться *. Этот факт имеет большое значение
для повышения стойкости азотированных деталей при знакопеременном
напряжении.
б. Влияние азотирования на циклическую прочность
Азотирование, как и цементация и по тем же причинам, (см. стр. 303,
т. I), повышает усталостную прочность при знакопеременном неоднород-
ном напряжении (изгиб или кручение). Это показано в табл. 239. Так как
излом усталости при малой глубине азотированного слоя большей
частью начинается в месте перехода его к сердцевине, а не с поверхно-
сти, то азотирование снижает чувствительность к поверхностным дефек-
там, а при небольшой глубине дефектов (например, рисок) такая чувст-
вительность вообще отсутствует, особенно когда дефекты имеются перед
азотированием и также подвергаются азотированию. В последней графе
табл. 239 приведены значения предела усталости, вычисленные не по
наружному диаметру образца, а по диаметру сердцевины. Эти значения
•соответствуют величинам, получаемым на полированных неазотирован-
ных стержнях, а это значит, что излом в действительности начинается
«о) Меньшая хрупкость азотированного слоя является достоинством многих легированных без-
алюминиевых конструкционных сталей, вследствие чего часто бывает целесообразно их азотиро-
вать, несмотря на более низкую твердость слоя. В одном из отечественных исследований было
доказано [114], что хрупкость азотированного слоя можно уменьшить путем применения низко-
температурного процесса азотирования с катализаторами. При этом предотвращается также паде-
ние ударной вязкости сердцевины изделия, обусловленное обратимой отпускной хрупкостью стали.
1 Р. Д. Clarkin а. М. В. Sever. Metal Progr., 66, 1954, Dez. p. 108—109.
1128
АЗОТ В СТАЛИ
Таблица 239. Повышение предела выносливости при знакопеременном изгибе
стали после азотирования
Состав стали, %
с SI Мп А1 Сг Мо NI обработка
0,30 0,43 0,41 1,12 1,43 — — а б в
0,32 0,22 0,72 0,93 1,24 0,34 — а в
0,42 0,19 0,38 1,33 1,68 — 2,65 а в
0,15 0,25 0,40 0,85 0,41 а б в
Предел
выносливости
Отношение
Предел вынос-
ливости в точ-
ке, в которой
начинается
разрушение
420 42 0,52
400—410 40-41 0,51
550 55 0,66
480—490 48—49 0,53
620—630 62—63 0,62
550 55 0,50
680 68 0,57
430 43 0,55
460—470 46—47 0,59
670—680 67—68 0,90
0,53
} 1,31
| 1,29
} 1,24
} 1,57
490
580
470
49
58
47
§
3
Примечание. Среднее значение для иеазотироваиных образцов: а — улучшение;
б —улучшение, затем отжиг в течение 48 ч при 500° С; в — улучшение, затем азотирова-
ние при 500° С в течение 48 ч.
1 R. Mailander и. О- Hengstenberg. Kruppsche Mh., 11, 1930, S. 252—254.
в переходной зоне. Пока глубина дефектов невелика по сравнению с глу-
биной азотированного слоя, излом всегда будет начинаться в переходной
зоне, вследствие чего предел усталости не понизится. Сильное повыше-
ние сопротивления усталости следует частично объяснить сжимающими
напряжениями, возникающими в наружном слое при азотировании бла-
годаря поглощению азота. Это подтверждается наблюдениями, согласно
которым предел усталости при азотировании заметно повышается имен-
но у таких сталей, азотированный слой которых имеет лишь небольшую-
твердость (табл. 240).
При рассмотрении цементации уже указывалось, что предел устало-
сти может быть повышен путем увеличения глубины цементации и твер-
дости сердцевины. Так как увеличить глубину азотированного слоя сверх
определенного размера нельзя, остается лишь одно средство повышения
предела усталости — увеличение твердости сердцевины. Как видно из:
табл. 241, применяя сталь с пределом прочности 1,8—2 /н/лг1 2 (180—
200 кГ1мм2), удается достичь столь высоких значений предела усталости,
какие еще не были известны до недавнего времени.
Повышение коррозионной стойкости самого наружного слоя в опре-
деленных агрессивных средах может также привести к повышению цик-
лической прочности, особенно когда наружный слой богат нитридами,
т. е. не шлифован после азотирования. Вообще устойчивость против зна-
копеременных напряжений вряд ли может уменьшиться вследствие сла-
бого коррозионного воздействия, если только глубина этого воздействия
не достигает глубины азотирования.
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1129
Таблица 240. Повышение предела выносливости при знакопеременном изгибе
нелегированной и низколегированной стали после азотирования
Состав стали, % Обра- ботка Предел выносли- вости Отношение
С Si Мп V Сг Мн!м2 кГ!ммг предела выносли- вости к пределу прочности предела выносли- вости азотированных образцов к пределу выносливости неазо- тированных образцов
0,11 0,34 0,58 _—. а 340 34 0,63 } 1,73
б 590 59 1,09
0,34 0,28 0,57 — — а 450 45 0,54 | 1,60
б 720 72 0,87
0,63 0,36 1,60 — — а 420 42 0,49 } 1,48
б 620 62 0,73
0,34 1,28 1,58 -— — а 470 47 0,50
б 550 55 0,58 | 1 17
0,40 0,36 1,49 0,15 — а 500 50 0,51 | 1,32
б 660 66 0,67
0,31 0,33 0,75 — 0,95 а 560 56 0,60
б 810 81 0,87 } 1 45
0,43 0,56 0,19 — 1,21 а 660 66 0,54
б 820 82 0,68 | 1 24
0,72 1,31 0,54 — 0,55 а 750 75 0,51 | 1,01
б 760 76 0,52
Примечание, а- -улучшение; б—-улучшение, затем азотирование при 500° Св течение 48 ч.
Таблица 241. Совместное влияние прочности сердцевины и азотирования
на предел выносливости
Состав стали, % Предел прочности Предел выносливости при знакопеременном изгибе
без надреза с надрезом*
с Si Мп Сг Мо А1 V Мн/м2 кПмм2 Мн!м2 кГ/мм2 Мн/м1 кГ[мм2
0,35 0,30 0,40 0,47 #3 0,25 0,40 0,35 Цилин В 4hcj 0,70 0,65 1,50 дричесю тителе — 1,1 2,55 2,7 1й обра без азе 0,2 0,2 1,1 зец дн >ти рован 1,1 аметром ня; в зн 0,2 0,15 1,0 9/7,5 / аменате 920** 920 1060 1060 980 980 1840 1840 пол ле— по 92 92 106 106 98 98 184 184 укольце :ле азот 480 630 570 740 500 640 970 1050 вой на; ировани* 48 63 57 74 50 64 97 105 1рез с 290 320 340 520 570 700 р = 0,7 29 32 34 52 57 70 5 мм.
изо
АЗОТ В СТАЛИ
г. Технология азотирования
Преимущества применения азотированной стали заключаются в эко-
номичности процесса азотирования. Технология процесса состоит в сле-
дующем. После улучшения на желаемую прочность заготовки обрабаты-
вают до окончательных размеров, обязательно полностью удаляя окис-
ленный или обезуглероженный слой. Затем детали азотируют в газовом
разряде или загружают в печь и медленно нагревают в струе аммиака
до 500° С, иногда в условиях газового разряда, выдерживают при этой
температуре обычно от одних до четырех суток и медленно охлаждают
в потоке аммиака. Выгружаемые из печи детали должны обладать ко-
нечной прочностью и твердостью. Азотированные детали, очевидно, не
требуют никакой закалки, в противоположность цементированным. Азо-
тирование не приводит к какому-либо короблению при условии, если
подлежащие такой обработке детали не будут иметь остаточных напря-
жений.
Улучшенные, свободные от напряжений и обработанные в размер
детали благодаря увеличению объема в процессе поглощения азота уве-
личивают толщину на 0,02—0,03 мм, что можно заранее учесть. При од-
ностороннем азотировании очень тонкие детали могут получить искрив-
ление. Это незначительное формоизменение более или менее равномерно.
Быстрорежущую сталь обычно азотируют не в струе аммиака, а
в жидкой цианистой ванне (см. стр. 869). При этом процессе закален-
ная сталь подвергается отпуску. В зависимости от желаемой толщины
слоя и поверхностной твердости азотирование длится 1—10 ч при 500—
550° С. Образующийся при этом слой имеет глубину до 0,1 мм.
Покрывая отдельные участки деталей оловом, никелем и т. д., мож-
но защитить их от азотирования. Можно также лудить всю деталь и
снять полуду в местах, подлежащих азотированию. О добавке активи-
рующего газа при азотировании коррозионностойких аустенитных сталей
уже было сказано выше.
д. Указания о применении азотирования
Преимущества азотированной стали побуждают применять ее в тех
случаях, когда нужно ожидать сильного, истирания, например в плун-
жерах и поршневых штоках, особенно в машинах, работающих при по-
вышенных температурах, когда действие смазки часто бывает недоста-
точным. Эти соображения справедливы для любых скользящих частей.
Широкое применение азотированная сталь получила в первую очередь
в точном машиностроении (производство станков) благодаря ничтожно-
му износу в эксплуатации. Ее применяют и для деталей масляных насо-
сов, например автомобилей, куда попадают мелкие частицы пыли, для
коленчатых валов, в сельскохозяйственных машинах, которые работают
в условиях сильной пыли при недостаточном уходе (например, смена
смазки), для зубчатых колес.
При переходе с цементации на азотирование необходимо учитывать
небольшую глубину и большую твердость азотированного слоя и, разу-
меется, проверять, подходит данная конструкция для азотирования или
необходимо приспособить ее для этого процесса.
Устойчивость твердости и сопротивления износу до 500° С открывает
для азотированной стали широкие возможности применения в технике
лара высокого давления для шиберов, вентилей и т. д., а также цилинд-
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1131
ров двигателей внутреннего сгорания, кокилей для центробежного литья,
пулеметных стволов и т. д. Все эти детали благодаря азотированию обна-
руживают также высокий предел усталости. Выше уже указывалось на
.азотирование быстрорежущей и других инструментальных сталей. На-
конец, крайне малая поводка и возможность производить азотирование
отдельных участков обусловили применение азотирования еще в ряде
•случаев. Сказанное относится и ко всем случаям, когда применение це-
ментации сталкивается с большими трудностями, например при обра-
ботке сложных зубчатых колес с винтовым профилем (шестерни диффе-
ренциалов в автомобилях и т. п.), шлифовка которых после цементации
чрезвычайно усложняется и удорожается. Процесс же азотирования
может быть построен настолько точно, что практически не получится
никакой поводки. Такие же условия возникают при изготовлении неко-
торых деталей текстильных машин, например игольных зажимов. Твер-
дость и сопротивление износу этих деталей, часто имеющих тонкие бо-
розды и углубления, вообше могут быть повышены только азотиро-
ванием.
То же относится к производству сложных мерительных инструмен-
тов — калиберных колец, пробок и лекал. В азотированных инструмен-
тах отсутствуют закалочные напряжения, вследствие чего они даже при
длительном хранении не обнаруживают сколько-нибудь существенных
изменений размеров. В этом отношении азотированные детали ведут
себя намного лучше закаленных и низкоотпущенных, так как в процессе
азотирования при температуре выше 500° С снимаются даже те незначи-
тельные напряжения, которые существовали до азотирования или воз-
никли в начальной его фазе.
При изготовлении инструмента, деталей и т. п. нужно обращать
внимание на то, чтобы они не имели особенно острых кромок, так как
кромка будет состоять лишь из твердого азотированного слоя и потому
будет легко выкрашиваться.
Следует отметить особый способ получения твердой поверхности,
который, однако, еще находится в стадии разработки. Он заключается
в нанесении на поверхность деталей из железа и стали слоя нитридов
титана *>1 2 посредством реакции тетрахлорида титана с водородом и,
азотом. Такой слой прочно удерживается на поверхности железа и при
достаточной продолжительности процесса достигает толщины 100 мк.
Слой очень тверд и настолько нехрупок, что даже может быть подвергнут
деформированию вместе с основой без нарушения. Подобные слои на
стали можно получать также и из карбида титана.
е. Повышение поверхностной твердости
путем одновременного насыщения азотом и углеродом
Как уже упоминалось в разделе «Цементация» (см. стр. 276, т. I),
в результате поглощения азота поверхностью образца процесс цемента-
ции ускоряется, что достигается либо обработкой стали в цианистой
ванне, либо при добавке аммиака к твердым или газообразным карбю-
ризаторам.
В вопросе о влиянии азота на процесс цементации нет еще полной
ясности. Во-первых, возможно, что аммиак оказывает благотворное влия-
1 I. Е. Campbell, С. F. Powell, D. И. Nowicki а. В. V7. Oonser. Trans. Electrochem. Soc.,
S6, 1949, p. 318—333.
2 A. Miinster u. W'. Ruppert. 1. Electrochem., 57, 1953, S. 564—571.
1132
АЗОТ В СТАЛИ
ние на ход газовой реакции на поверхности стали вследствие образова-
ния цианистого водорода, а также препятствует образованию водяного
пара и двуокиси углерода, во-вторых, в присутствии азота увеличивается
скорость диффузии углерода в железе (см. рис. 233). Рис. 237 показыва-
ет, что поверхностное насыщение углеродом при добавке аммиака к сме-
си древесного угля со светильным газом повышается. Содержание азота
в наружной зоне получается тем выше, чем ниже температура цемента-
ции. Выше 850° С из-за сильной диссоциации нитридов железа не удает-
ся получить азота больше 0,3%. Несмотря на это активация процесса
цементации азотом позволяет достичь повышенного содержания углеро-
да и при температуре около 900° С.
Путем добавок азота в различном состоянии и количестве к карбю-
ризаторам при различных температурах процесса можно осуществить
постепенный переход от чистой цементации до чистого азотирования.
Этот переход начинается с добавки аммиака к твердым карбюризато-
рам. Далее идет применение расплавленных цианистых солей, в которых
при сравнительно низкой температуре и коротком времени получается
тонкий слой со сравнительно высокой твердостью. Следующим этапом
является газовое цианирование, т. е. одновременное насыщение углеро-
дом и азотом из газообразной смеси углеводородов и аммиака. Конечной
точкой этой цепи является азотирование посредством чистого аммиака
(табл.242).
Из всех перечисленных способов техническое значение имеют:
жидкое цианирование и газовое цианирование (карбонитрирование). Оба
процесса проводят обычно при несколько более низких температурах,
чем нормальную цементацию. Так, в течение 30—40 мин, в жидком циа-
нистом калии или железосинеродистом калии [K4Fe(CN)6] при 600 и
670° С достигается содержание углерода в наружном слое от 1,1 до 1,4%
и азота от 1,1 до 1,3% при глубине цементации от 0,3 до 1 мм *. Благо-
даря низкой температуре образования азотистого перлита железо при
600° С находится еще в у-состоянии и хорошо растворяет углерод и азот.
Поэтому возможно проводить закалку с более низкой температуры, что
уменьшает коробление. Кроме того, в сердцевине прошли уже все пре-
вращения и она находится в высокоотпущенном состоянии с максималь-
ной вязкостью. Азот снижает также критическую скорость охлаждения,
так что становится возможным закаливать чисто углеродистую сталь не
в воде, а в масле. Правда, при таких условиях повышается количество
остаточного аустенита. Вследствие большой инертности аустенитного
превращения в поверхностном слое хорошие результаты после газового
цианирования получаются при закалке в горячую ванну с температурой,
немного превышающей точку Ms сердцевины, которая при этом испыты-
вает полное превращение. В то же время поверхностный слой при после-
дующем охлаждении на воздухе приобретает чисто мартенситную струк-
туру. При такой закалке коробление почти полностью отсутствует (I спо-
соб, табл. 242), однако увеличивается количество остаточного аустенита
в высоколегированных сталях.
В последние годы значение газового цианирования весьма повыси-
лось благодаря большей легкости применения и экономичности по срав-
нению с жидким цианированием 1 2>3. Температура, продолжительность
1 G. Guzzoni et Af. Porta. Metallurgia ital., 32, p. 368—375.
2 См. реферат иностранных работ за период 1945—1949. F. К. Naumann. Stahl u. Eisen, 71»
1951, S. 1329—1331.
3 См. также F. Schulte. Iron Coal Trades Rev., 169, 1954, p. 973—981.
ПОВЫШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ТВЕРДОСТИ ПУТЕМ АЗОТИРОВАНИЯ
1133
Таблица 242
Различные способы повышения поверхностной твердости
путем насыщения стали углеродом и азотом1
Способы I II Ill IV
Название процесса Цементация, газовое цианирование с закалкой сердцевины Газовое цианирование без закалкн сердцевины Газовое цианирование при низкой температуре Азотирование
Температура насыщения 6 Основная структура при температуре насыщения: в цементованном слое в сердцевине Диффундирующий эле- мент Превращение при охлаж- дении: поверхность сердцевина Структура на поверхности Структура сердцевины 1 J. Ротеу, F. Goutel, А. V 0 > Ас3 7 7 С или С + N Мартенсит- ное Мартенсит- ное, про- межуточное и перлитное Мартенсит Мартенсит, промежу- точная структура — перлит eragen et R. Le A 0 Р> Л^з 7 7 C+N Мартенсит- ное Перлитное Мартенсит Феррит и перлит оах. Rev. Met., лх > 0 > л2 7 а С+ N Мартенсит- ное Превраще- ние отсут- ствует Мартенсит Феррит и перлит или структура улучшения 48, 1951, р. 66£ Л2 > 0 а а N Превраще- ние отсут- ствует То же Феррит с нитридами, вызывающи- ми диспер- сионное твердение Перлит или структура улучшения —680.
процесса и состав газовой среды оказывают при этом сильнейшее влия-
ние на структуру поверхностного слоя. Этот слой не гомогенен. Структу-
ра его при различных температурах процесса показана на рис. 895. При
сравнительно низких температурах процесса (около 700° С) зона соеди-
нений состоит из смеси е-карбонитридов 1 с некоторым количеством це-
ментита на наружной поверхности, а при более высоких (700—850u С) —
1 См. также К. Н. Jack. Proc. Roy Soc. A., 195, 1948, p. 41.
1134
АЗОТ В СТАЛИ
из цементита, в котором часть атомов углерода замещена атомами азо-
та ‘И’). В переходном слое глубина проникновения углерода и азота
с повышением температуры увеличивается. Повышается также и содер-
жание углерода на поверхности цианированной детали. Наивысшее на-
сыщение поверхностного слоя азотом достигается при низких температу-
рах обработки (см. рис. 240), при которых выше содержание остаточного!
аустенита.
В переходной зоне с увеличением расстояния от поверхности (умень-
шением содержания остаточного аустенита) твердость повышается, об-
разуя довольно широкий максимум и затем быстро падая до значений,
Рис. 895. Структура поверхност-
ного слоя и содержание оста-
точного аустенита в результате
цианирования при различных
температурах ие легированной
стали с 0,23% С и 0,43% Мп.
Продолжительность процесса
4 ч\ состав газовой среды:
40% NH3, 10% СН4 [по
G. W7. Rengstorff, М. В. Bever а.
С. F. Floe. Trans. Amer. Soc.
Met., 43, 1951, p. 378—403]
Рис. 896. Распределение твердости по глу-
бине поверхностного слоя циаинроваиной
нелегнрованной стали с 0,23% С и
0,43% Мп. Продолжительность процесса
4 ч, состав газовой смеси 40% NH3 и
10% СН2 [по G. W. Р. Rengstorff, М. В. Be-
ver а. С. F. Floe. Metal Progress, 56, 1949,
р. 651—656]
соответствующих сердцевине (рис. 896). Это справедливо применительно*
к цианированию при температуре, несколько превышающей 800° С. При
более высоких температурах, например 885° С, вряд ли может еще обра-
зоваться слой химических соединений, но зато содержание остаточного,
аустенита опять повышается. Отпуск может вызвать в различных зонах
дисперсионное твердение. Однако эти процессы еще неясны. Кратковре-
менный отпуск при температурах до '~315°С ведет к дальнейшему рас-
паду остаточного аустенита, но при этом невозможно избежать пониже-
ния твердости мартенсита
Таким образом, важнейшей регулирующей переменной величиной’
в процессе цианирования является температура. Она определяет струк-
туру отдельных слоев, образующихся при насыщении. Продолжитель-
ность влияет лишь на глубину насыщения, особенно на глубину мартен-
4,|> См. доп. ,1с) на стр. 356.
1 Н. С. Fiedler. М. В. Bever а. С. F. Floe. Trans. Amer. Soc. Met., 44, 19o2, p. 410—419.
РОЛЬ АЗОТА ПРИ ВЫПЛАВКЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
1135
ситно-аустенитного переходного слоя. Состав газа при этом процессе не
имеет значения, если только азот достаточно хорошо поступает к поверх-
ности. Это справедливо при концентрации аммиака более 10%. Наилуч-
шим является газ, состоящий из 10—40% NH3 и 3—10% СН4, и какого-
либо инертного разбавителя (остальное) *. При более низком содержа-
нии NH3 в газе едва ли можно говорить о карбонитрировании, посколь-
ку не образуется зоны химических соединений, которая главным образом,
обеспечивает износоустойчивость и коррозионную стойкость. Добавляя
в цементующую среду всего 0,1—1,0% NH3, можно обеспечить при газо-
вой цементации переход от закалки в воде к закалке в масле, а при до-
бавке до 5% iNH3 — струей сжатого воздуха, что резко уменьшает короб-
ление деталей 2.
Описанные результаты относятся главным образом к углеродистым
и легированным сталям, которые не содержат специальных нитридооб-
разователей. Правда, при цианировании легированных сталей количест-
во остаточного аустенита часто повышается. В хромистой стали при
газовом цианировании выделяется нитрид хрома и переходная зона бы-
вает значительно тоньше. Выделения нитридов хрома обычно настолько
грубозернисты, что не дают никакого заметного повышения реальной
твердости3. Уже в чисто углеродистой стали получаемый при'газовом
цианировании слой несколько более стоек против отпуска, чем слой, об-
разующийся при чистой цементации *. Это в еще большей степени от-
носится к легированным сталям, особенно содержащим хром 3.
Газовое цианирование улучшает коррозионную стойкость стали
в слабоагрессивной среде, если на поверхности образуется достаточно
толстая зона карбонитридных соединений. Повышается, например, кор-
розионная стойкость стали в водном растворе NaCl; в морской воде она,
ухудшается 4.
Таким образом, преимущество цианирования заключается в том, что
активизируется процесс цементации, твердость цементованного слоя по-
вышается, имеется возможность снизить температуру цементации при-
мерно до 700° С и коробление. Недостатком процесса является склон-
ность к повышенному содержанию остаточного аустенита. В качестве
типичного примера применения цианирования может быть названо изго-
товление износоупорных цилиндрических гильз. Их подвергают газовому
цианированию при ~730° С около 2,5 ч и медленно охлаждают. Цемен-
тованный слой достигает при этом около 0,15 мм. Тонкие твердые слои
достаточны для того, чтобы существенно увеличить срок службы этих
гильз.
5. Роль азота при выплавке и обработке стали
Металлургическое значение азота было уже достаточно освещено,
в предыдущих разделах. Принимались различные меры для ограничения
поглощения азота в процессе выплавки стали. Лучшим методом, прежде
всего при томасировании, является продувание стали воздухом, обога-
щенным кислородом. Таким путем можно понизить содержание азота до
1 G. W. Р. Rengstorff, М. В. Bever u. С. F. Floe. Trans. Amer. Sos. Met., 43, 1951, p. 342—377; Me-
tal Progr., 56, 1949, p. 651—656.
1 J. A. Dow. «Carbonitriding» in Metals Handbook Amer. Sos. Met. Cleveland, 1948, p. 696—.
697.
3 H. C. Fiedler, M. B. Bever a. C. F. Floe. Trans. Amer. Soc. Met., 44. 1952, p 420—433.
4 P. A. Star kin a. M. B. Veber. Metal Progr., 66, 1954, № 6, p. 108—109.
1136
АЗОТ В СТАЛИ
0,006% 442) 443- Не обязательно все время продувать только кислород. Это
достаточно делать в критические моменты плавки, например в начале
периода выжигания фосфора, когда ванна сильно охлаждается вследст-
вие добавки в нее руды, стального лома или извести или же добавки
к дутью углекислого газа и водяного пара. О роли исходного содержания
азота трудно составить ясное представление, так как во время энергич-
ного кипения стальной ванны может происходить дезазотирование. Взаи-
модействие с азотом воздуха наблюдается и при разливке сталей, особен-
но таких, которые содержат легирующие элементы, легко вступающие
в соединение с азотом, например алюминий, ванадий и титан. В качестве
дезазотизаторов используют алюминий, ванадий, титан и цирконий, од-
нако следует различать дезазотизаторы, обладающие высоким сродством
только к азоту, например ванадий, и те, которые, кроме того, имеют
сильное сродство к кислороду. Возможность дезазотирования в жидком
состоянии была до сих пор установлена только в некоторых опытах, на-
пример при выплавке нержавеющих сталей с титаном. Однако нельзя
считать уверенной воспроизводимость удаления азота из стали в жидком
состоянии. Поэтому под дезазотизацией понимают также и способность
вышеупомянутых легирующих элементов связывать азот в твердом со-
стоянии, чтобы снизить вредное действие дисперсионного твердения.
Растворимость азота в стальной ванне не очень велика; при 1600° С она
составляет 0,02—0,04%. Напротив, за счет диффузии в твердом состоя-
нии железо может поглощать большие количества азота. При переходе
в жидкое состояние азот выделяется из стали в газообразной форме.
В тех случаях, когда умышленно повышают содержание азота, как
например для увеличения количества аустенита в хромистой стали, азот
вводится в виде обогащенного азотом феррохрома. Сплавы железа
с хромом жадно поглощают азот. Если, например, задать феррохром для
расплавления на порог мартеновской печи, то анализ покажет значитель-
ное поглощение азота, по крайней мере поверхностными слоями стали
(свыше 1%) 4431. Беспузыристый слиток с повышенным содержанием азо-
та можно получить только при применении изложниц с обратным кону-
сом, т. е. когда металл затвердевает под некоторым давлением, затруд-
няющим выделение азота в газообразном состоянии.
Об измельчении литой структуры при добавках азота уже упоми-
налось. Деформирование в нагретом виде благодаря азоту затрудняется.
При одновременном присутствии в стали азота и сильных нитридообра-
зователей (например, титана) структура содержит включения нитридов.
Поэтому необходимо обращать внимание, в особенности при плавке и
разливке, на то, чтобы в слитке был минимум подобных включений в не-
благоприятной форме, затрудняющих горячую и холодную обработку
давлением. Поскольку эти нитриды образуются главным образом при
разливке благодаря соединению титана с азотом воздуха, в особых слу-
чаях следует подобные стали разливать с применением защитной атмос-
феры. При переплавке стали, содержащей титан, последний в значитель-
ной степени выделяется в виде нитрида титана.
442> Сообщается [115] о возможности снижения содержания азота до 0,00Г% в кислородной кон-
вертерной стали, получаемой процессом кальдо (в Швеции). Содержание азота сильно снижается
также при электрошлЯковом переплаве расходуемого электрода и при вакуумной выплавке и раз-
ливке. Частично азот удаляется и из твердой стали при отжиге ее во влажном водороде.
443) F иизколегированиой томасовской стали, упрочняемой нитридами алюминия, содержание
азота при ведении плавки повышают до предельно допустимого с точки зрения разливки. В марте-
новскую низколегированную сталь, упрочняемую нитридами ванадия, требуемое повышенное коли-
чество азота вводится из азотированного ферромарганца.
РАСТВОРИМОСТЬ, ДИФФУЗИЯ и ПРОНИКНОВЕНИЕ ВОДОРОДА
1137
В процессе сварки азот влияет на свойства материала сварного
шва так же, как и на свойства основного металла. Поэтому по возмож-
ности необходимо затруднять поглощение швом азота, например про-
ведением сварки в защитной атмосфере. В дуге довольно значительная
часть азота воздуха (до 10%) ионизирована, почему и происходит интен-
сивное поглощение азота жидкой сталью шва. Хотя при затвердевании
большая часть азота выделяется, но все же значительное количество
азота усваивается твердым металлом сварной зоны1. Вследствие выде-
ления азота в газообразном виде в сварном шве могут образоваться
поры. Поскольку вследствие старения, обусловленного азотом, вязкость
сварного шва сильно понижается, в материал сварочной проводки добав-
ляют такие нитридообразователи, как титан и цирконий, связывающие
азот в прочные нитриды.
О. Водород в стали
1. Растворимость, диффузия и способность
к проникновению водорода в сплавах
железа и в стали
Несмотря на большое число работ о взаимодействии водорода с же-
лезом и сталями построение двухкомпонентной системы железо — водо-
род на основе одних лишь экспериментальных данных оказалось невоз-
можным. Используя известные сведения об изменении растворимости
водорода с температурой и вытекающие из них термодинамические па-
раметры, Геллер и Так-Хо-Сун1 2 рассчитали диаграмму железо — водо-
род. Они пришли к выводу, что водород расширяет у-область. Правда,
изменения растворимости водорода при давлении в 1 от вследствие край-
не малой величины самой растворимости настолько незначительны, что
экспериментально они едва ли могут быть уловимы. В области раствори-
мости водорода точка А3 должна понизиться на 1° С, а точка Л4 повы
ситься на 2° С. Хотя понижение точки А3 под влиянием растворенного
водорода и наблюдалось, однако воспроизводимость результатов отсут-
ствует 3 4.
Растворимость. Растворимость водорода в техническом железе зави-
сит от состава сплава, температуры (рис. 897) и давления водорода.
В твердом состоянии водород внедряется в а- и у-решетку, т. е. образует
твердые растворы внедрения4> 444>. Переходы железа из б- в у- и у-
в a-состояние отмечаются скачкообразными изменениями растворимости.
Во всех фазах растворимость изменяется по логарифмическому закону
в функции обратных значений температуры (рис. 897).
Растворимость водорода в железе пропорциональна квадратному
корню из давления водорода 5. Приведенная на рис. 898 зависимость
1 W. Hummitzsch. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 1723'—1730.
2 W. Geller u. Tak-Но Sun. Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, S. 423—430.
5 M. Widemann. Berg- u. Hilttenw. Mh. Leoben, 86, 1938, S. 129—123.
4 W. Baukloh u. IF. Hofmann. Metailwirtsch., 17, 1938, S. 655—657.
444> Поставленные в ряде работ последних лет косвенные, а в некоторых случаях и прямые
опыты (изучение перемещения водорода в металле под воздействием постоянного электрического
поля) позволяет считать, что водород присутствует в железе (стали) не в твердом растворе вне-
дрения, а в виде протона, проникающего в электронные оболочки атомов железа [116]. Это положение
имеет важное значение для объяснения многих последствий поглощения сталью водорода, а сле-
довательно, и для борьбы с ними.
5 A. Sieverts. Z. Phys. Chem., 77, 1911, S. 591—613.
72 Э. Гудремои, т. II
1138
ВОДОРОД В СТАЛИ
справедлива, конечно, только тогда, когда может быть достигнуто равно-
весие и прежде всего при высоких температурах. При низких температу-
рах, порядка комнатной, кажущаяся повышенная растворимость может
быть обусловлена образованием соединений или выделением водорода
в пустоты.
Из образцов сравнительно небольшого сечения, охлаждаемых мед-
ленно в печи или на воздухе, растворенный при высоких температурах
водород удаляется почти полностью до значений, соответствующих нич-
тожной равновесной растворимости. Во внутренней зоне больших образ-
цов, естественно, остается больше водорода. При охлаждении в жидком
воздухе происходит дальнейшее понижение растворимости, однако в этом
1000/Т (Тв °К)
Рис. 897. Растворимость водорода в железе в зависимости от температуры при атмосфер-
ном давлении [по Е. Martin. Arch. Eisenhuttenw., 3, 1929—1930, S. 407—416; L. Lucke-
meyer-Hasse u. H. Schenck. Arch. Eisenhuttenw., 6, 1932—1933; S. 209—214; A. Sieverts,
G. Zapf u. H. Moritz. Z. phys. Chem., 183, 1938—1939, S. 19—37 с оценкой прежних дан-
ных A. Sieverts, M. Armbruster. J. Amer. Chem. Soc., 65, 1943, p. 1043]
случае водород из-за очень малой скорости диффузии удаляется только
из самой поверхностной зоны.
О влиянии различных легирующих элементов на растворимость во-
дорода имеется еше мало данных. Никель, марганец и кобальт повыша-
ют растворимость, а углерод, хром, алюминий и, пожалуй, кремний сни-
жают ее *.
Диффузия. Из всех известных элементов водород диффундирует
в железо наиболее быстро. Это и понятно, так как атомный радиус водо-
рода имеет наименьшую величину. Вероятно все же, что диффундирует
не атом водорода, а протон. Геллер и Так-Хо-Сун1 2-3 * на основании вы-
числений дали следующие уравнения для коэффициента диффузии:
DH(a) = 2,2-lC~se~'2900,RT см2/сек;
DH (у) = 1,1 • 10-2e-^/RT См2/сек.
1 См. также И. Bennek u. G. Klotzbach. Stahl и. Eisen, 61, 1941, S. 597—606; 624—630; Techn.
Mitt. Krupp, Forschungsber.. 4. 1941, S. 47—66.
2 Cm. ch. 2 на стр. 1137.
3 См. также С. Sykes, Н. Н. Burton а. С. С. Gegg, J. Iron Steel Inst., 156, 1947,
p. 155—180.
РАСТВОРИМОСТЬ, ДИФФУЗИЯ И ПРОНИКНОВЕНИЕ ВОДОРОДА
1139
Значения, соответствующие этим уравнениям, были уже приведены
в табл.234.
Способность к проникновению. Следует различать диффузию и спо-
собность к проникновению. Если для процесса диффузии определяющим
Относительный объем Водорода в телезе
смз цг! ЮОгРе
Рис. 898. Растворимость водорода в железе при
различных давлениях (получено расчетом) [по
С. A. Zapffe. Metals Handbook, Amer. Soc. Met.,
Cleveland, 1948, p. 1208—1209]
Рис. 899. Способность к проникновению водо-
рода в зависимости от давления прн различ-
ных температурах; толщина листа 1 мм, дав-
ление водорода в мм рт. ст. [по G. Borelius
и. S. Lindblom. Ann. Phys., 82, 1927, S. 201 —
2261
является градиент концент-
рации внутри металла,
то для способности к проник-
новению существенное зна-
чение имеют реакции на по-
верхности материала *. Со
стороны проникновения во-
дород вначале адсорбирует-
ся на поверхности железа в
молекулярном состоянии, за-
тем посредством каталитиче-
ской реакции диссоциирует
и, наконец, абсорбируется
железом в атомарном со-
стоянии. Со стороны выхода
процесс идет в обратной по-
следовательности (десорб-
ция). Этот механизм объяс-
няет, почему способность к
Рнс. 900. Зависимость про-
никновения водорода от
толщины листа в процессе
электролитического выделе-
ния прн комнатной темпе-
ратуре. Сила тока 20 ма/см2,
напряжение 3 в. Мягкая
сталь с 0,09% С; выдержа-
на 10 мин при 950° С, охла-
ждение с печью [no Н. Schu-
mann u. F. Erdmann-Jesnit-
zer. Bergakademie, 5, 1953.
S. 218-230]
проникновению в очень сильной степени зависит от давления и темпера-
туры (рис. 899). Ниже 300° С проникновение через железо подводимого
в молекулярном состоянии водорода практически равно нулю, так как
ниже 300° С не идет диссоциация молекул. Связь проникновения с рас-
1 См. также F D. Fast. Philips Techn. Rdsch., 6, 1941. S. 369.
72'
1140
ВОДОРОД В СТАЛИ
творимостью подтверждается еще и тем, что способность проникновения
также зависит от квадратного корня из давления водорода (рис. 899).
Количество водорода, проходящего сквозь лист железа при низкой
температуре, по меньшей мере непропорционально толщине листа, так
как водород в листе диффундирует быстрее, чем он воспринимается по-
верхностью, так что градиент концентрации по сечению листа не постоя-
нен *. Эта зависимость гиперболическая, что хорошо иллюстрируется
рис. 900.
При низкой температуре водород проникает через железо только
тогда, когда он поступает на поверхность либо в ионизированном со-
стоянии вследствие химической или электрохимической реакции, либо
активированным, например в газовом разряде2>3. Поэтому растворен-
ный в железе атомарный водород накапливается в молекулярном состоя-
нии под большим давлением во внутренних порах и полостях, например
в шлаковых включениях в железе, так что в сплавах железа может иног-
да удерживаться при низких температурах гораздо большее количество
водорода, чем это соответствует зависимости между растворимостью,
температурой и давлением. Так как при травлении в различных кислотах
выделение водорода неодинаково, то количество его, прошедшее через
железный лист, зависит также от природы кислоты и от ее концен-
трации.
Активирующее действие веществ, которые выделяют водород на по-
верхности, не всегда является, однако, единственно определяющим сте-
пень поглощения водорода и способность к проникновению. Так, Кербер
и Плоум 4 нашли, что очень чистое железо в противоположность техни-
ческим сортам стали не поглощает водорода и что для этого необходимо
каталитическое содействие элементов, образующих гидриды, например
мышьяк, кремний, сера, фосфор и т. д. Однако эти элементы являются
постоянными примесями в технических сортах и автоматически попадают
в травильную ванну, где и проявляют свое действие. До сих пор еще не
ясно, происходит ли каталитическое действие в агрессивной среде, на
поверхности или в самом железе. Если принять, что поглощение водоро-
да связано с предельной величиной перенапряжения5, ниже которой
поглощение идет бесконечно медленно, то добавка такого, например, эле-
мента, как мышьяк, действует в направлении повышения перенапряже-
ния. Можно также предположить, что гидриды в железе образуют твер-
дые растворы и тем самым повышают потенциал и способствуют даль-
нейшему поглощению водорода 6.
Для поглощения водорода существенным является также состояние
поверхности 7. Поверхность с ненарушенной решеткой, получаемая, на-
пример, в результате электрополировки, приводит к наиболее сильному
поглощению водорода. Напротив, шлифовка и всякая холодная обработ-
ка поверхности снижает поглощение, что, вероятно, обусловлено образо-
ванием дефектов в решетке.
Проникновение водорода зависит от состава сплава. Это относится
и к атомарному водороду, и к молекулярному. Как видно из рис. 901,
углерод, особенно в пластинчатом перлите, уменьшает проникновение во-
1 Н. Schumann и. F. Erdmann-Jesnitzer. Bergakademie, 5, 1953, S. 218—230.
2 A. Giitherschulze, H. Betz u. H. KleinwUchter. Z. Physik, III, 1938—1939, S. 657—679.
3 P. Bardenheuer u- G. Thanheiser. Mltt.-K.-Wllh.-Inst. Eisenforschg, 10, 1928, S. 323—342.
4 F. Korber u. H. Ploum. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Eisenforschg., 14, 1932, S. 229—248.
s T. Krassd. Z. Elektrochem., 40, 1934, S. 826—829.
6 L. D. McGraw, W. D. D it mar, C. A. Snavely a. C. L. Faust. NACA Technical Note, 3164,
Marz, 1954.
7 J. Duflot. Rev. M£t, 49, 1952, p. 35-50.
РАСТВОРИМОСТЬ, ДИФФУЗИЯ и ПРОНИКНОВЕНИЕ ВОДОРОДА
1141
дорода. В связи с этим возникает вопрос, насколько следует принимать
во внимание реакцию водорода с углеродом и может ли в стали обра-
зоваться метан, как это установлено в опытах, проводимых при высоких
давлениях.
При повышенных температурах (300—1050°С) различней степени
проникновения водорода в малолегированные стали едва заметно *.
Все же, например, сталь с содержанием около 1 % С пропускает в 2—
3 раза меньше водорода, чем железо. В у-фазе проникновение значитель-
но меньше, чем в а-фазе
(рис. 902). Это означает, что
в данном случае прохожде-
ние водорода определяется
диффузией, так как мало ве-
Рис. 901. Зависимость про-
хождения водорода через
сталь от содержания угле-
рода. (Обработка раствором
H2SO4 387 г/л. Толщина ли-
ста 1,2 мм, температура ис-
пытания 40° С) [по Р. Ваг-
denheur u. G. Thanheiser.
Mitt. K.-Wilh.-Inst., Eisen-
forschg., 10, 1928, S. 323—
3421
Phc. 902. Способность водорода к проник
новению в зависимости от температуры
для различных легированных сталей, от-
несенная к толщине листа в 1 мм [по
Н. Bennek u. G. Rlotzbach. Stahl и. Eisen,
61, 1941, S. 597—606 и. 624—630; Techn.
Mitt. Krupp, Forschungsber., 7, 1941,
S. 47—661
роятно, чтобы изменялся ход поверхностной реакции и менялась актива-
ция водорода при а^у-превращении железа. Кроме того, растворимость
водорода в у-решетке больше, чем в «-решетке. Эти взаимосвязи суще-
ственны для образования флокенов (см. стр. 1153). При более высоком
содержании легирующих элементов их влияние становится более замет-
ным (рис. 903). Изучение улетучивания водорода немедленно после раз-
ливки также позволяет отметить влияние легирования1 2, но и здесь
основную роль играет смещение «—>у-превращения к низким темпера-
турам. Эти результаты позволяют однозначно признать влияние на спо-
собность к проникновению водорода только структуры, а не легиро-
вания.
Таким образом, различие между насыщением водородом железных
сплавов при комнатной температуре, при высоких температурах состоит
прежде всего в большем обогащении поверхностной зоны при комнатной
температуре.
1 См. сн. ’ на стр. 1138.
2 W. Eilender, Yu Chin Chin u. F. Willems. Arch. Eisenhuttenw., 13, 1939—1940, S. 309—316.
1142
ВОДОРОД В СТАЛИ
Такие места нарушений решетки, как искажения целых областей,
дислокации границ зерен и включения могут оказаться местами скопле-
ния водорода и тем самым уменьшить его способность к проникновению
в толщу металла. Особый интерес представляет поэтому влияние на про-
никновение водорода степени холодной деформации. При слабой пласти-
ческой деформации проникновение возрастает, затем оно падает и до-
стигает неизмеримо малой величины при деформации, превышающей
60% (рис. 904). Это можно объяснить следующим образом: при слабой
О 0.8 0.0 1,0 1,1 1,2 1,3 1,9 1,5
1000/Т (Т6°К)
U___I__I__I____I____I_____I________L)
11001000900000 700 000 500 000
Температура, 'С
Рис. 903. Влияние кремния и хрома на
проннкновеине водорода в железо при тол-
щине листа в 1 мм и давлении водорода
1 бар (1 ат) [по R7. Geller u. Tak-Ho-Sun.
Arch. Eisenhiittenw., 21, 1950, S. 423—430]
деформации еще превалирует
упругое искажение решетки, ко-
торое облегчает диффузию, в то
же время при высокой степени
деформации искажения в решет-
ке становятся настолько сильны-
ми, что диффузия уменьшается.
В первую очередь возникают по-
ры и рыхлоты, в которых водород
собирается в молекулярном со-
стоянии, вследствие чего проник-
Деформация путем колодной пр окат ни/А
Рнс. 904. Прохождение водорода через ли-
тую сталь в зависимости от холодной де-
формации [по Н. Schumann u. Erdmann-
Jesnitzer, Arch. Eisenhiittenw., 24,
1953, S. 353—360]
новение уменьшается. С этим согласуется тот факт, что материал, под-
вергшийся сильному холодному деформированию поглощает водород
сильнее, и при этом со стороны выхода водорода наблюдается усиленное
образование травильных пузырей (см. стр. 1151), что связано с выделе-
нием под поверхностью водорода, обладающего значительным дав-
лением.
2. Влияние поглощения водорода
на механические свойства стали
Водород оказывает слабое влияние на предел прочности и предел
текучести железа и стали. Более значительным и характерным является
сильное уменьшение пластичности стали (табл. 243). Это означает, что
истинное сопротивление разрыву по мере насыщения металла водородом
сильно уменьшается и склонность к хрупкому разрушению повышается.
ВЛИЯНИЕ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
1143
Таблица 243. Изменение механических свойств в результате поглощения водорода
при травлении и удалении его при отпуске*1
Мягкая сталь, содержа- щая 0,13% С; 0,62% Мп; 0,1% Si; 0,075% S и 0,074% Р Отжнг в течение 1 ч при 900° С Травление в H2SO4 (1 : 40) Травленые в течение 10 ч и затем отжнг при
100° с 200° с
30 мин 3* 3* со 5» еО 10 ч 30 мин з* со а* о 30 мин со 5» О
Предел текучести: Мн/м2 .... кГ/мм2 . . . Мн/м2 .... 262 26,2 261 269 272 275 275 275 272 257 254 247 261 254
кГ/мм2 . . . 26,1 26,9 27,2 27,5 27,5 27,5 27,2 25,7 25,4 24,7 26,1 25,4
Мн/м2 .... 264 271 272 275 275 275 271 258 272 259 256 261
кГ/мм2 . . . 26,4 27,1 27,2 27,5 27,5 27,5 27,1 25,8 27,2 25,9 25,6 26,1
Мн/м2 .... кГ/мм2 . . . Предел прочности: Мн/м2 .... кГ/мм2 . . . Мн/м2 .... 262 26,2 373 37,3 373 376 381 377 380 379 379 377 373 371 374 365
кГ/мм2 . . . 37,3 37,6 38,1 37,7 38,0 37,9 37,9 37,7 37,3 37,1 37,4 36,5
Мн/м2 .... 376 379 379 378 380 380 380 375 374 373 374 370
кГ/м2 . . . 37,6 37,9 37,9 37,8 38,0 38,0 38,0 37,5 37,4 37,3 37,4 37,0
Мн/м2 .... кГ/мм2 . . . Истинный предел прочности: Мн/м2 .... кГ/мм2 . . . Мн/м2 .... 374 37,4 393 39,3 925 701 600 561 530 519 552 719 835 793 813 873
кГ/мм2 . . . 92,5 70,1 60,0 56,1 53,0 51,9 55,2 71,9 83,5 79,3 81,3 87,3
Мн/м2 .... 901 682 610 541 529 518 561 727 856 741 829 858
кГ/мм2 . . . 90,1 68,2 61,0 54,1 52,9 51,8 56,1 72,7 85,6 74,1 82,9 85,8
Мн/м2 .... кГ/мм2 . . . Удлинение, % 937 93,7 34,6*2 28,7 27,0 22,0 21,0 18,0 21,0 23,7 31,7 я 35,0 *
33,4*2 27,7 23,7 22,7 17,5 19,7 20,8 30,0 28,7 31,3 32,7 35,0
Относительное су- жение, % .... 73,7 66,6 55,0 41,5 30,8 28,0 36,3 54,8 67,1 63,7 69,3 72,0
72,9 63,5 52,0 39,0 28,4 28,0 37,6 58,5 68,0 63,3 70,6 72,0
*» Р. Ludwik. Z. VDI. 71,9 70, 192 6, S. 379—3 86. • 2 Разр ыв за керна МИ.
Насыщенное водородом железо ведет себя аналогично железу, подверг-
нутому сильным внутренним многоосным напряжениям, что также со-
гласуется с представлением о «насильственном» внедрении атомов во-
дорода в решетку твердого раствора. Наличие внутренних напряжений,
связанных с присутствием водорода, подтверждается также увеличением
коэрцитивной силы железа, насыщенного водородом. Как видно из
табл. 243, путем нагрева на 100° С, а еще лучше на 200° С, механические
свойства стали можно сравнительно быстро привести к нормальным
значениям. При комнатной же температуре удаление водорода происхо-
дит весьма медленно (рис. 905). Только при очень длительном и повтор-
1144
ВОДОРОД В СТАЛИ
ном насыщении водородом наблюдается остаточное ухудшение механи-
ческих свойств стали, которое обусловливается большими скоплениями
водорода в местах повреждения решетки. Возможно, что в этом случае
происходит химическая реакция водорода с углеродом.
Отдельные эксперименты указывают на то, что вызываемая водоро-
дом хрупкость железа может быть устранена охлаждением до весьма
Время,дни
Рнс. 905. Уменьшение содержания водорода и повышение
вязкости сердцевины болтов диаметром 100 мм в процессе
вылеживания при комнатной температуре [по S Е. Sims.
J. Metals. 2. 1950, р. 1321]
низких температур, например в жидком воздухе (табл. 244). Причина
этого неясна. Хотя с понижением температуры повышается степень пе-
ресыщения, все же длительность выдержки совершенно недостаточна
Таблица 244. Влияние глубокого охлаждения в жидком воздухе на механические
свойства насыщенной водородом нелегированной стали с 0,34% С; 0,28% S1; и 0,52 % Мп1
Обработка водородом дальнейшая обработка Темпера тура испытания, °C Предел текучести Предел прочности Относитель- ное сужение, %
>
Мн!мг кГ/мм* Мн'*2 кГЩм2
5 ч, 900° С, воздух +20 368 36,8 666 66,6 2 1,4 40
То же 15 мин в жидком воздухе при — 197° С +20 364 36,4 670 67,0 26,3 50
48 ч кипячения при 120° С +20 370 37,0 664 66,4 27,3 53
5 ч, 1100°С, воздух — +20 334 33,4 623 62,3 17,2 31
То же 15 мин в жидком воздухе при — 197° С +20 339 33,9 634 63,4 28,5 53
» » 48 ч кипячения при 120°С +20 329 32,9 627 62,7 26,7 51
1 Е. Houdremont и. И. Schrader. Arch. Eisenhuttenw., 15, 1941 - Mitt. Krupp. Forschungsber., 4, 1941, S. 67 — 98. - 1942. S. 87 — 97 Techn.
ВЛИЯНИЕ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
1145
для диффузии водорода на значительную глубину. При таких условиях
удаление его затруднено даже с поверхности. Измерения циклической
вязкости показали, что водород и при таких низких температурах может
еще диффундировать в железе на небольшие расстояния (подробнее
см. ниже).
О причине водородной хрупкости стали нет еще ясного представле-
ния ’. Результаты многочисленных исследований в связи с образовани-
ем флокенов (см. стр. 1153) не всегда сравнимы и частично противоречи-
вы. Влияние водорода становится заметным в начальный момент пла-
стической деформации, а в упругой области не сказывается. Следует
скорее принять за основу явления совместное действие диффузии водо-
рода и движения дислокаций. Так как водород образует твердый рас-
твор внедрения, атомы его, подобно атомам углерода, располагаются
в решетке преимущественно в местах ее
нарушения, особенно в дислокациях. Пла-
стическая деформация при комнатной
температуре настолько ускоряет диффу-
зию водорода, что он следует за дислока-
циями и собирается в местах их скопле-
ния, встречая на своем пути препятствия
(см. стр. 25, т. I). В таких местах, особен-
но если там из-за высоких напряжений
возникнут надрывы, водород может очень
быстро выделяться в молекулярном со-
стоянии, причем давление его достигает
очень большой величины. Таким путем
водород облегчает в этих участках разви-
тие разрыва металла при достижении
высокого напряжения, причем сколько-
нибудь заметная шейка не успевает еще
образоваться. В соответствии с этим с
повышением содержания водорода отно-
сительное сужение уменьшается (см.
табл. 243) 445>.
Скорость растяжения, 7./мцн
Рнс. 906. Зависимость истинного удли-
нения прн разрушении In ^от ско-
рости растяжения прн комнатной тем-
пературе насыщенной (•) и ненасы-
щенной (о) водородом углеродистой
стали, содержащей около 0,2% С [по
J. Т. Brown a. W. М. Baldwin. J. Me-
tals. 6, 1954, р. 298-303]
Эти гипотезы позволяют объяснить зависимость охрупчивания от
температуры и скорости деформации. Если скорость деформирования
настолько велика, что атомы водорода не могут больше следовать за
распространением дислокаций, то охрупчивание не должно проявляться.
Так в действительности и происходит: с повышением скорости растяже-
ния степень охрупчивания сильно понижается (рис. 906). При испытани-
ях, например, на ударный разрыв охрупчивание вообще едва заметно1 2 3.
В соответствии с этим характерно влияние водорода на ударную вяз-
кость. При большой скорости испытания либо вовсе не наблюдается воз-
действие насыщения водородом, либо такое воздействие чрезвычайно
мало3> 4. Имеются, правда, сведения о сдвиге в сторону высоких тем-
1 См. также сопоставление отдельных теорий В. de Kazinczy. J. Iron Steel Inst., 177,
1954, p. 85—92.
445) Водород служит причиной того, что у крупных поковок наблюдается резкое понижение ха-
рактеристик пластичности н вязкости, особенно относительного сужения, на образцах, вырезанных
из внутренних слоев в тангенциальном направлении к оси поковки. Улучшение этих характеристик
в нашей стране было достигнуто длительным (до 120 ч) дополнительным отпуском при температу-
рах более низких, чем температура предшествующего отпуска. В США, где это явление было заме-
чено недавно в связи с тяжелыми авариями роторов, оно было устранено путем обработки струн
жидкого металла в вакууме [5].
2 Л D. Hobson а. Л Hewitt. J. Iron Steel Inst., 173, 1953. p. 131—140.
3 P. Bastien et P. Azou. Rev. M6t., 49, 1952, p. 837—848.
4 W. A. Bell a. A. H. Sully. J. Iron Steel Inst, 178, 1954, p. 15—18.
1146
ВОДОРОД В СТАЛИ
ператур порога хладноломкости, что, однако, может быть следствием уже
наступившего ухудшения структуры Следовательно, различия в этих
результатах частично можно объяснить влиянием структуры (см. ниже).
В то время как с понижением температуры диффузия водорода замед-
ляется, хрупкость вначале в зависимости от скорости растяжения повы-
шается до некоторой температуры, а затем снова становится меньше,
так как водород больше не влияет на процесс деформации (рис. 907).
При нормальных испытаниях на разрыв эта температура лежит около
—110°С1 2. Ниже ее растворенный во-
дород дает резко выраженный предел
текучести, который в действительности
наблюдается в экспериментах при
—150°С3. По данным Бастьена и
Рис. 908. Зависимость циклической
вязкости от температуры углеродистой
стали примерно с 0,2% С [по Е. Chang
а. М. Gensamer. Acta Metallurgica, 1,
1953, р. 483—4861:
•200 -100 0 100 -200 -100 0 100
Температура испытания, °C
Рис. 907. Зависимость истинного удлинения при
разрушении ^.1п —~)от температуры при различ-
ных скоростях растяжения насыщенных (•) н
ненасыщенных (О) водородом углеродистых ста-
лей [по J. Т. Brown a. W. М. Baldwin. J. Me-
tals, 6, 1954, р. 298—303]
а — вакуумный отжиг в течение 40 ч
прн 700° С, давлении 103 н/ле2 (10 мм
рт. ст.} °, б — то же, что и а, и трав-
ление соляной кислотой; в — то же,
что И б, а также дополнительный ва-
куумный отжиг в течение 4 ч при
500° С и давлении 10~6 н{м2 (5 •
• IO-8 мм рт. ст.}.
Азу2, наводороженные образцы после охлаждения ниже —110°С пока-
зывают при комнатной температуре такую же хрупкость, как и без ох-
лаждения, в противоположность приведенным в табл. 244 данным.
Внедренные атомы водорода, подобно атомам углерода и азота, вы-
зывают затухание колебаний (внутреннее трение), максимум которого
вследствие большой скорости диффузии при обычно применяемых коле-
баниях с периодом в 1 сек лежит при низких температурах, приблизи-
тельно при —160° С (рис. 908). Это означает, что водород может еще
диффундировать и при столь низких температурах, однако пути возмож-
ных перемещений атомов настолько малы, что они не могут следовать за
течением металла. Поэтому в наводороженных образцах при низких
1 /. 5. Hobson а. С. Sykes. J. Iron Steel Inst., 169, 1951, p. 209—220.
2 См. си. 3 на стр. 1145.
3 H. С. Rogers. Acta Metallurgica, 2, 1954, p. 167.
ВЛИЯНИЕ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
1147
температурах наблюдается резко выраженный предел текучести, который
с повышением температуры исчезает. Однако наблюдение резко выра-
женного предела текучести в таких условиях затруднено из-за возникно-
вения двойников, которые могут давать на кривых растяжения скачки
(см. рис. 30).
Хрупкость, обусловленная водородом, проявляется тем резче, чем
выше прочность (твердость) материала. Следует обратить внимание на
то, что в более прочном материале упругие искажения в начальной фазе
пластической деформации больше, чем в более мягком. Но даже при
одинаковой прочности чрезвычайно большое влияние на водородную
хрупкость оказывает структура материала !. Наибольшее охрупчивание
наблюдается на закаленной стали с чисто мартенситной структурой вы-
сокой твердости. Это вполне соответствует тому, что в таком состоянии
становится особенно заметной добавочная, т. е. обусловленная водородом
хрупкость. Сильная склонность к охрупчиванию сохраняется даже после
отпуска при 550° С1 2. Далее, сталь, отожженная на зернистый перлит,
оказывается более восприимчивой к водородному охрупчиванию, чем
сталь, обладающая структурой пластинчатого перлита. Вообще же
склонность сталей к хрупкому излому особенно высока тогда, когда по
структуре они соответствуют расширенной, по возможности, непрерыв-
ной ферритной области.
Принципиально по-иному ведут себя аустенитные стали. Несмотря
на большую растворимость водорода, они не подвержены водородной
хрупкости !. Это можно объяснить малой скоростью диффузии, гране-
центрированной решеткой, которая вообще не так легко может быть пе-
реведена в хрупкое состояние, и изотропным залеганием атомов водорода
в центре кубов. Иногда, правда, бывает подвержена охрупчиванию и
•сталь 18/8, если она длительно пребывает в условиях высокой темпера-
туры и высокого давления водорода. Однако объяснение этого факта
одним только действием водорода не может быть принято без возра-
жений.
Исторически прежде всего охрупчивание железа было обнаружено
при травлении. Позднее стали известны факты об электролитическом же-
лезе, которое в результате насыщения водородом становится настолько
твердым и хрупким, что царапает стекло 3 *~5. Хрупкость свежетравле-
ной проволоки тем больше, чем выше насыщение водородом. Поэтому
часто травленую проволоку испытывают на изгиб. Из рис. 909 видно, что
уже небольшого количества водорода достаточно, чтобы число гибов и
закручиваний уменьшилось. Аналогичное действие вызывает водород,
поглощенный при более высоких температурах из атмосферы печи или
в процессе отжига в атмосфере водорода, если не применялось очень
медленное охлаждение. Еще Гейн5 указывал на важность контроля со-
держания водорода в атмосфере печи при нагреве образцов для техно-
логических испытаний (проба на изгиб после закалки). При этом он
обратил внимание на то, что края образцов могут содержать водорода
больше и быть более хрупкими, чем сердцевина. На рис. 910 показано
влияние водорода, поглощенного из различных атмосфер.
Так как железо и сталь перед холодной прокаткой и волочением
всегда травят для удаления окалины, то травильная хрупкость может
1 См. сн. 2 на стр. 1145.
2 Р. Bastien et Р. Amiot. С. R. Acad. Sci. Paris, 238, 1954, p. 2238—2239.
3 L. Cailletet. C. R. Acad. Sci. Paris, 80, 1875, p. 319—321.
* W. C. Roberts-Austen. Proc. Inst. mech. Engrs., 1899, p. 35—102.
5 E. Heyn. Stahl u. Eisen, 20, 1900, S. 837—844.
1148
ВОДОРОД В СТАЛИ
неприятным образом проявиться при холодном деформировании. Для
борьбы с этим используют то обстоятельство, что водород улетучивается
Рис. 909. Зависимость числа гибов и скручиваний от количества водорода, по-
глощенного при электролитическом насыщении проволоки из мягкой стали, со-
держащей 0,04®/» С; следы Si; 0,31% Мп; 0.058% Р; 0,028% S и 0,11% Си [по
Р. Bardenheuer и. Н. Ploum. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Eisenforschg., 16, 1943,
S. 129-136]
Рис. 910. Влияние закалки на число ги-
бов. Нагревание проволоки из мягкой
стали с 0,04% С проводилось во влажном
и сухом азоте [по Р. Bardenheuer и.
Н. Ploum. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Eisenforschg.,
16, 1934, S. 129—136]
при длительном вылеживании, а еще
быстрее при нагреве стали до 100—
200° С, в результате чего вязкость ме-
талла увеличивается (рис. 911 и
табл. 243).
Выделение водорода из свежетрав-
леной проволоки можно наблюдать по
выделяющимся пузырькам. При по-
вышенных температурах это происхо-
дит настолько внезапно и бурно, что
возможен даже разрыв проволоки!.
На стр. 275, т. I, уже указывалось на
опасность образования трещин при
травлении закаленных деталей. Понят-
но, что опасность появления трещин
вследствие поглощения водорода еще
увеличивается при наличии закалоч-
ных напряжений. На рис. 912 показаны
такого рода трещины, расположенные
по рискам. Более быстрое улетучива-
ние водорода при нагреве до ~200°С
может привести к повреждениям в
исходной
структуре, в связи с чем подобные детали не показывают уже
вязкости *. Напротив, при медленном удалении водорода в процессе
вылеживания при комнатной температуре часто достигается вязкость,
1 Р. Bardenheuer u. Н. ploum. Mitt. K.-Wilh.-Inst., Eisenforschg., 16, 1934, S. 129—136.
ВЛИЯНИЕ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
1149
сравнимая с исходной. При многократном насыщении доля водорода,
легко удаляющегося при вылеживании, уменьшается и возрастает та его
часть, которая удаляется с трудом '. По-видимому, при многократном
насыщении водород во все увеличивающемся количестве выделяется в
Врет, недели
Рис. 911. Влияние вылеживания стзли после насыщения ее водородом путем
электролиза или нагрева в водороде на ход удаления водорода и на число
гибов проволоки нз мягкой стали с 0,04®/» С [по Р. Bardenheuer u. Н. Ploum
Mitt. К.—Wilh.—Inst. Eisenforschg., 16, 1934, S. 129—136]
Рис. 912. Травильные трещины в пуансоне из закаленной хромоникелевольфра
мовой стали, травленой в разбавленной соляной кислоте. XI [по Н. Schrader
Stahl u. Eisen. 54. 1934. S. 584]
молекулярной форме, вызывая искажения в структуре, что в конечном
итоге приводит к затруднению диффузии.
Анализ приведенных данных показывает, что еще нельзя считать до-
статочно точно установленным механизм охрупчивания под влиянием
1 F Meunier a. A. Demarez. Memoires du Centre National de Recherches Metallurgiques Dec.
1950, p. 5—10.
1150
ВОДОРОД В СТАЛИ
водорода, однако пути и средства устранения этого явления известны.
Необходимо учитывать, что наряду с содержанием водорода в стали
действует ряд других факторов *, например легирование, термическая
обработка, структура и прочность, а также и предшествующая деформа-
ция. Далее, необходимо учитывать вид испытания и скорость нагруже-
ния, температуру испытания и направление приложенной нагрузки при
строчечной структуре. На практике стремятся получать в стали по воз-
можности мало водорода посредством тщательного контроля условий
плавки и печной атмосферы при отжиге. Следует также стремиться к со-
зданию наиболее благоприятной структуры стали, например высокоот-
пушенного мартенсита или пластинчатого перлита, а также заботиться
о достаточном снижении внутренних напряжений. Необходимо тщательно
изучать процесс травления, особенно промежуточного между другими
технологическими операциями, и постоянно помнить о том, что различ-
ные травильные кислоты действуют на материал по-разному. Так, соля-
ная кислота лучше растворяет окалину, а серная кислота, благодаря об-
разованию водорода, вызывает ее отскакивание и т. д. 1 2. Протравлен-
ные заготовки, особенно обладающие повышенной твердостью, должны
по возможности подвергаться отпуску при 100—200° С.
3. Влияние водорода
как легирующего элемента
Из проведенных до сих исследований вытекает, что водород
практически не влияет на время до начала изотермического превраще-
ния, зато конец превращения сдвигается в сторону более длительных
выдержек3. При этом во время превращения, как и при непрерывном
охлаждении, наблюдается сильное выделение водорода4. Температу-
ра Ms не изменяется, температура Mt понижается3. Было показано,
что вследствие насыщения водородом инструментальной стали ее про-
каливаемость и способность к закалке повышаются 5. В микрострукту-
ре легированных сталей, подвергшихся насыщению водородом при
1200° С и закаленных в воде, обнаруживаются длинные полоски остаточ-
ного аустенита, которые вызваны сегрегацией водорода6. Этот факт
можно было бы объяснить способностью водорода стабилизировать
аустенит. В таком случае следовало бы ожидать, что вылеживание ста-
ли при комнатной температуре приведет к удалению водорода из пере-
сыщенного им остаточного аустенита, вследствие чего изотермическим
путем образуется мартенсит. При этом еще неясно, в каком случае водо-
род играет существенную роль: при незначительном содержании в стали
или только при введении его преднамеренно в больших количествах.
Очевидно, однако, водород действует и как легирующий элемент: повы-
шает прокаливаемость стали и стабилизирует аустенит.
При цементации сталей, склонных к образованию аномальной струк-
туры, водород способствует нормальному распределению цементита 5.
Этим объясняется то, что некоторые стали при цементации в древесном
1 См. сн. 2 на стр. 1145.
2 См. сн. 3 на стр. 1140.
5 С. L. М. Cottrell. J. Iron Steel Inst., 176, 1954. p. 273—283.
4 L H. Andrew, H. Lee, H. K. Lloyd a. AC Stephenson. J. Iron Steel Inst., 156. 1947, p. 208—253.
5 E. Houdremont u. P. A. Heller. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 4, 1941, S. 117—126;
см. также Stahl u. Eisen. 61, 1941. S. 756—760.
6 J. N Andrew, A. K. Rose, H. Lee a. A. G. Quarell. J. Iron Steel Inst., 146, 1942, p. 203—243.
ВОДОРОД КАК ПРИЧИНА ПОРОКОВ СТАЛИ
1151
угле с карбонатом бария имеют аномальную структуру, а при цемента-
ции в светильном газе, содержащем водород, нормальную В соответ-
ствии с этим находится то обстоятельство, что водород затрудняет рас-
пад вторичного цементита в чугуне и благоприятствует образованию
в нем перлитной структуры1 2, а также вызывает отбеливание чугуна
и даже общее затвердевание в виде белого3. Таким образом, содержа-
ние водорода в стали имеет особое значение. Водород влияет также на
восприимчивость к закалочным трещинам и на характер действия вклю-
чений 4, которые способны связывать водород.
4, Водород как причина пороков стали
а. Травильные пузыри
Часто наблюдается, что на листах, имеющих после прокатки глад-
кую поверхность, немедленно после травления или при последующем по-
догреве, например для оцинкования или эмалирования, появляются
Рис. 913. Травильные пузыри в стальном листе
[по Р. Bardenheuer. не опубликовано]
вздутия — лист становится пузыристым (рис. 913). Под пузырями после
их вскрытия большей частью обнаруживается блестящая поверхность.
Вздутия возникают преимущественно в местах плохой заварки ликваци-
онных зон возле газовых пузырей, где имеются раковины или включе-
ния. По Барденгейеру и Тангейзеру5, вошедший при травлении в же-
лезо атомарный водород собирается под давлением в молекулярном
виде в рыхлотах (шлаки, микрораковины и т. п.) или в местах, из кото-
рых не может выйти наружу. Часто пузыри образуются лишь при подо-
греве, особенно при больших сечениях деталей, когда давление вследст-
вие расширения газа повышается, а прочность материала уменьшается.
1 Е, С. Bain. Trans. Amer. Soc. Steel Treat., 20, 1932, p. 385—428.
2 H. A. Schwarz, G. M. Gutter a. M. K. Barnett. Trans. Amer. Soc. Met., 28, 1940, p. 811—829;
F. Brown n. M. F. Hawkes. Amer. Foundrym. Soc. Ann. Meet., 1952, Preprint 52—5.
„ . 3 A' Boyles. Trans. Amer. Inst. Min. Met. Engrs., 125, 1937, p. 141—203; 135, 1939, p. 376—395;
C. A. Zapffe a. R. L. Phebus. Trans. Amer. Soc. Met., 41, 1949, p. 259—297.
4 Cm. ch. 1 на стр. 1138.
См. сн. 3 на стр. 1140.
1152
ВОДОРОД В СТАЛИ
б. Теневые полосы
При обработке больших поковок часто попадаются участки, которые
оказывают иное сопротивление режущему инструменту, чем весь металл;
так как эти места несколько отличаются от остальной обрабатываемой
Рис. 91-1. Различные виды теневых полос в хромоникелевой стали с 0.2—0,3% С; 2 5% Ni н
1% Сг:
а, б — продольные разрезы. Х0,25; в, г — поперечные разрезы. Х0,5; а, в — лнквацнонные
явления в местах перехода от наружной зоны граискристаллизацни к зоне квазиизотропной
кристаллизации в сердцевине; б, г — явные теневые полосы, образованные газовыми пузыря-
ми; А, Б— места вырезки уемплетов
поверхности по оттенку, их называют теневыми полосами. Более деталь-
ное изучение показывает, что эти участки представляют собой связанные
одна с другой длинные сегрегационные полоски (рис. 914). Эти полосы
обозначают пути поднимающихся газовых пузырей, вдоль которых рас-
полагаются ликваты фосфора и особенно серы, т. е. обогащенный ликва-
тами маточный раствор как бы втягивается вдоль пути движения газо-
вых пузырей Так как в более высокоуглеродистой спокойной стали
1 F. Bardenheuer. Stahl a. Eisen, 54. 1934, S. 1073—1081.
ОБРАЗОВАНИЕ ФЛОКЕНОВ
1153
(о которой большей частью и идет речь) причиной образования теневых
полос не может быть выделение окиси углерода, ее следует искать в дей-
ствии других газов, особенно водорода. При затвердевании поверхност-
ных слоев газ выделяется в соответствии со скачком растворимости. При
определенной толщине затвердевшего слоя газ начинает подниматься
в верхнюю часть слитка. Газовые пузыри поднимаются в слитке не вер-
тикально, а несколько наклонно, что связано с ходом процесса затвер-
девания.
Сегрегационные линии теневых полос отличаются по своему проис-
хождению от других первичных сегрегационных образований, длина
которых меньше и, кроме того, их потемнение не всегда сходно с потем-
нением настоящих теневых полос (см. рис. 914, а и б). Как уже отмеча-
лось, последние особенно четко выявляются на отпечатках по Бауману.
в. Образование флокенов
Снижение растворимости водорода в твердой стали при понижении
температуры вызывает появление других пороков, так называемых
флокенов. Образование флокенов стоит в определенной связи с рассмот-
ренной выше водородной хрупкостью.
Флокены представляют собой трещинки, которые образуются при
охлаждении, прежде всего после горячей механической обработки, но
Рис. 915. Флокены в хромоникелевой стали.
Х0.5
Рис. 916. Расположение флокенов в трав-
леном поперечном макрошлифе. ХО.ЗЗ
иногда они могут встретиться и в отливках. На рис. 915 показаны ти-
пичные флокены в изломе, а на рис. 916 — на макрошлифе хромонике-
левой стали. Название «флокены» возникло вследствие их большей
частью матово-блестящего металлического вида, которым они отличают-
ся от остальной поверхности излома стали, особенно если этот излом вяз-
кий. Структура поверхности излома флокенов грубо- или мелкозерни-
стая в зависимости от температуры конца горячей обработки давлением
или степени деформации. Прежде всего бросается в глаза круглая и эл-
липтическая форма этих трещин. Они не вытягиваются в направлении
деформирования в противоположность раковистому излому.
73 Э. Гудремон, т. II
1154
ВОДОРОД В СТАЛИ
В обширной литературе ’> 1 2- 446> флокены часто рассматриваются
как следствие трещин и газовых пузырей в слитке. Однако к литера-
турным данным следует относиться с осторожностью. Флокены прохо-
дят по зернам и отличаются зернистым, «нерастертым», блестящим из-
ломом, характерным для хрупкого разрушения без пластической дефор-
мации. Это в достаточной степени доказывает, что они образуются лишь
после окончания деформации. Флокены встречаются большей частью
внутри стальных заготовок, имеющих литейные засоры или ликвацион-
ные скопления, и в тех случаях, когда затруднена диффузия водорода
из слитка наружу. Во многих случаях расположение флокенов связано
с напряжениями, возникающими при охлаждении, как например на
рис. 916 для квадратного слитка 447).
Исследования флокенов целесообразно проводить на шлифованных
и травленых шайбах или на изломах закаленных или улучшенных об-
разцов стали. В прокованном или прокатанном состоянии флокены ча-
сто настолько плотно замкнуты, что их можно надежно обнаружить
лишь после нагревания глубоко протравленных шайб по выделению
оставшейся в трещинах кислоты. Улучшением удается еще больше «рас-
шатать» флокены и сделать их видными особенно отчетливо (см.
рис. 915), когда окружающая трещинки структура излома имеет мелко-
зернистый, бархатный вид. У сталей с хрупким изломом — углеродистых
и им подобных — структура выявляется плохо, так что часто в таких
сталях флокены незаметны, хотя они там и имеются. Однако методом
ультразвуковой дефектоскопии их можно хорошо выявить.
Причинами образования флокенов следует считать:
А. Напряжения:
1) напряжения вследствие охлаждения;
2) напряжения вследствие превращения;
3) напряжения вследствие деформирования.
В. Металлургические явления:
1) сегрегация;
2) шлаки;
3) газы.
Напряжения вследствие охлаждения. Маурер3 расчетным путем
показал большую величину подобных напряжений и именно их считал
существенной причиной флокенов. Если флокеночувствительную сталь
после ковки или прокатки охлаждать на воздухе, то флокены возникнут-,
при охлаждении ее в золе или в печи она не будет иметь флокенов.
Напряжения вследствие превращения. Барденгойер4 считал, что
в местах сегрегационных скоплений при быстром охлаждении образует-
ся мартенсит при более низких температурах, и флокены возникают
вследствие большой разницы в удельном объеме мартенситных ликваци-
онных полос и окружающей сорбитной структуры.
1 Е. Houdremont u. Н. Korschan. Stahl и. Eisen, 55, 1935, S. 297—304; Techn. Mitt. Krupp, 3,
1935, S. 63—73.
2 H. Bennek, H. Schenck и. H. Muller. Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 321—331; H. Bennek u.
G. Plotz bach. Stahl u. Eisen. 61. 1941. S. 597—606. 624—630: далее обзоры в Techn. Mitt. Krupp., 3,
1935, S. 63—86, Heft «Flocken», u. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., 4, 1941, S. 45—126, Heft
«Wasserstoff»: H. Schrader и. V. G. ParanJpe. Tisco, 1, 1954. S. 13—19.
446)Отечественную литературу по флокенам, а также зарубежную, но более новую, чем при-
веденная здесь, см. в [5].
447) Расположение флокенов в действительности соответствует (при отсутствии в заготовке
других ослабленных мест нлн надрезов) направлениям анизотропности свойств, т. е. эти дефекты
располагаются главным образом в направлении деформирования илн под некоторыми углами к
этому направлению [5].
з Е. Maurer. Stahl u. Eisen, 47, 1927. S. 1323—1327.
4 P. Bardenheuer. Stahl u. Eisen, 45, 1925, 1782—1783.
ОБРАЗОВАНИЕ ФЛОКЕНОВ
1155
Напряжения вследствие деформации. Эйлендер и Кисслер 1 обна-
ружили, что флокеночувствительная сталь, не имевшая флокенов после
горячей обработки давлением и медленного охлаждения, оказалась без
флокенов и при последующем нагреве до температуры, соответствующей
концу прокатки, и охлаждения на воздухе. Отсюда они сделали вывод,
что только одни напряжения от охлаждения, так же как и напряжения
от превращения, не могут быть главными причинами образования фло-
кенов и что остаточные напряжения от деформации при прокатке или
ковке складываются с напряжениями от охлаждения и превращений
и только совместно с ними приводят к образованию флокенов.
Сегрегация и шлаки. Тот факт, что однажды медленно охлажден-
ные образцы стали, не имевшие флокенов, после новых нагревов
и охлаждений также не обнаруживают их, означает, что шлаки и ликва-
ционные скопления не могут быть первичными причинами флокенообра-
зования. Эти пороки должны способствовать образованию флокенов,
возникающих из-за напряжений при многократном нагревании и охлаж-
дении.
Газы. Уайтли 1 2 считает, что в плохо раскисленной стали при высо-
ких температурах вследствие реакции между углеродом и кислородом
выделяется под большим давлением окись углерода, что и вызывает
образование флокенов.
Специальные исследования 3 показали, что ни одна из приведенных
выше причин сама по себе недостаточна для объяснения флокенообразо-
вания, хотя все они могут способствовать появлению флокенов. После
проковки образцы чувствительной к флокенам шарикоподшипниковой
стали с 1% С; 1,5% Сг и хромоникелевой стали с 0,3% С; 3,5% Ni
и 1 % Сг были положены в печь при 900° С, где их выдерживали при
этой температуре от 1 до 3 ч, а затем охлаждали на воздухе. Несмотря
на выдержку при высокой температуре и снятие при этом напряжений
эти образцы оказались с флокенами. Образцы стали обоих сортов пос-
ле ковки медленно охлаждали с печью с 900° С; при 800—700—600—
500—400—300—200—100° С отдельные образцы вынимали из печи
и охлаждали на воздухе. Все образцы, которые были вынуты из печи
на воздух при 200° С и выше, оказались с флокенами; образцы, охлаж-
денные с печью до 100° С и ниже, оказались без флокенов. Следует ука-
зать также, что охлаждение с печью до 300° С уменьшает количество
флокенов по сравнению с охлаждением до 400—500° С, но не может
полностью устранить их (рис. 917). В аналогичных исследованиях хро-
моникельмолибденовой стали эта температура оказалась равной около
400° С 4.
В дальнейшем образцы сталей тех же марок после охлаждения на
воздухе до 800—700—600—500—400—300—200—100 и 20° С помещали
в печь с температурой 600° и там медленно охлаждали. Все образцы,
которые были охлаждены на воздухе не ниже 300° С, остались без
флокенов. Охлаждение на воздухе до 200° С и ниже вызвало образова-
ние флокенов.
Ряд опытов свидетельствует о том, что температура образования
флокенов находится между комнатной и 200° С, возможно и несколько
выше. Замедленное (в печи) охлаждение до 200° С недостаточно, чтобы
1 IV. Eilender u. Н. Kiessler. Z. VDI, 76, 1932, S. 729—735.
2 J. И. Whiteley. Trans. Amer. Soc. Steel Treat., 12, 1927, p. 208—215.
3 Cm. ch. 1 на стр. 1154.
4 J. H. Andrew, A. K. Bose, H. Lee a. H. G. Quarrel. J. Iron Steel Inst., 146, 1942, p. 203—243.
73*
1156
ВОДОРОД В СТАЛИ
с уверенностью избежать образования флокенов. Таким образом, на-
пряжения от деформации, от охлаждения и от превращений не могут
быть причиной образования флокенов. Решающая роль сегрегации
и шлаков, а также окиси углерода исключается.
Попытки связать флокены с влиянием азота или углерода, как это
происходит при старении, также остались безуспешными. Один тот факт,
что флокены в производственных условиях появляются периодически
и это можно связать с клима-
Рис. 917. Изменение количества флокенов в зависи-
мости от начальной температуры охлаждения иа
воздухе в поковках (с 10-кратной уковкой) стали с
О,45°/о С; 0,25% Si; 0,65% Мп; 0,44% Сг и 3,58% Ni.
Х0.4. Предварительное охлаждение в печи с
900° С. Начальная температура охлаждения иа воз-
духе:
а - 700° С; <5 — 400° С; в — 300° С; г — 200° С
тическими условиями (влаж-
ность воздуха), указывает на
влияние водорода.
Известно, что давление,
которое возникает в результате
выделений в порах небольшого
количества водорода, погло-
щенного сталью при ее выплав-
ке, вызывает напряжения, кото-
рые сравнимы с прочностью
стали на разрыв или даже пре-
восходят ее *>1 2 3 4-3. На основа-
нии производственных наблю-
дений и систематических опы-
тов было установлено, что при-
чиной образования флокенов в
стали является водород, и на-
блюдавшиеся факты были без-
укоризненно приведены в соот-
ветствие с водородной теорией
флокенов4. Поскольку боль-
шая часть водорода не может
выделиться, то в крупных слит-
ках при затвердевании и при
превращении всегда ос-
тается некоторое количество водорода, давление которого должно сильно
повышаться, особенно в том случае, когда превращение сдвигается к
низким температурам. Так как водород, кроме того, при затвердевании
ликвирует (см. раздел «Теневые полосы») и может окклюдироваться
в усадочных и других полостях, всегда приходится считаться с присутст-
вием в стали водорода в количествах, достаточных для развития давле-
ния, соизмеримого с прочностью.
На рис. 918 приведены результаты расчетов давления водорода
в слитках. На рис. 919 показаны флокены, образовавшиеся в резуль-
тате насыщения водородом хромоникелевой стали. Следовательно, про-
цесс образования флокенов можно представить следующим образом:
растворенный в стали водород при затвердевании слитка остается
в твердом растворе, сильно пересыщая его. В процессе охлаждения
после горячей обработки водород выделяется, развивая в пустотах ме-
талла соответствующее давление. Если охлаждение ведется медленно
и слитки не слишком велики, то имеются условия для удаления водоро-
да без каких-либо повреждений слитка. При быстром же охлаждении
1 L. Lticketneyer-Hasse u. Н. Schenck. Arch. Eisenhiittenw., 6, 1932—1933, S. 209—214.
2 H. Muller. Неопубликованные исследования. См. также сн. 3.
3 Н. bennek, Н. Schenck u. Н. Muller. Stahi и. Eisen, 55, 1935, S. 321—331.
4 См. сн. 1 на стр. 1154.
образование флокенов
1157
диффузия не успевает пройти по всему сечению, и во внутренних сло-
ях слитка давление водорода повышается и может быть причиной об-
разования флокенов в интервале 200—100° С и, кроме того, развития
водородной хрупкости.
Если принять, что в стали идет реакция между водородом и угле-
родом с образованием метана, то давление газа в полостях должно
быть еще большим, чем по рис. 918. Метан, как известно, образуется
при действии водорода на сталь, со-
держащую карбиды. В газе, содер-
жавшемся в больших скоплениях
флокенов в толстых листах хромо-
никельмолибденовой стали, аналити-
чески были определены небольшие
количества метана.
У сталей, искусственно насы-
щенных водородом (рис. 920), осо-
бенно четкая зависимость выявляет-
ся между чувствительностью к фло-
кенам и водородом, который выде-
ляется до 400° С *. Хотя, таким об-
разом, водород является первичной
причиной образования флокенов,
все же на их появление влияет ряд
дополнительных факторов и прежде
всего напряжений. Поскольку влия-
ние водорода на сталь проявляется
в виде охрупчивания, то становится
понятным взаимное влияние напря-
жений и водорода. Как видно из
рис. 921, чем больше содержание
водорода, тем при меньшей величи-
не дополнительных напряжений воз-
никают флокены, и наоборот. Осо-
бое влияние дополнительные на-
Рис. 918. Зависимость давления водорода
от температуры в сталях с различным
содержанием водорода в см3 На/ЮО г Fe
(числа и а кривых) (по Н. Schrader и.
V. G. Paranjpe. Tlsco, 1, 1954, S. 13—19]
пряжения оказывают также на рас-
положение флокенов. Как показано
на рис. 922, флокены располагаются
перпендикулярно оси напряжений.
В этой связи все виды напряжений приобретают большое значение.
Особого внимания заслуживает мартенситное превращение в области
температур флокенообразования. Во-первых, в этом случае напряжения
от превращения особенно велики; во-вторых, при частичном превраще-
нии в районе более высоких температур водород вследствие различной
растворимости в а- и у-железе диффундирует из ферритных областей
в оставшиеся аустенитными участки, и давление водорода при последую-
щем образовании мартенсита еще больше повышается. Этим и объяс-
няется особая чувствительность к флокенам смешанной структуры со
сравнительно незначительным количеством мартенсита1 2. Дополнитель-
1 При анализе на водород методом горячей экстракции следует различать водород, выде-
ляющийся до 400° С, который можно рассматривать как растворенный в стали, и водород, улету-
чивающийся при температуре свыше 400° С и до температуры плавления. В области температур
400—600° С выделение водорода проходит через минимум. Улетучивающийся при высоких темпе-
ратурах водород следует рассматривать как связанный в какой-либо форме, возможно в виде
связанной воды во включениях (ср.: Н. Bennek u. G. Klotzbach. Подпись к рис. 920}.
2 Д. W. Dana, F. J. Shortsleeve а. А. В. Troiano. J. Metals, 7. 1955, р. 895—905.
И58
ВОДОРОД В СТАЛИ
ное неблагоприятное влияние оказывает низкая вязкость мартен-
сита.
Особенная склонность закаливающейся на воздухе хромоникелевой
стали к флокенообразованию легко может быть объяснена таким же
образом.
У цементуемых сталей, которые при цементации поглощают водо-
род, а закалке подвергаются непосредственно с температуры цемента-
ции, при охлаждении на воздухе не образуется флокенов; при более рез-
Рис. 919. Хромоникелевая сталь с искусственно (путем введения
водорода) полученными флокенами (а) н сталь того же способа
выплавки н обработки, но без водорода (б) [по И. Bennek.
Н. Schenck и. Н. Muller. Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 321—331]
ком охлаждении в масле или воде флокены появляются *1 2. Опыты,
в которых сталь ниже температуры превращения под высоким давлени-
ем насыщалась водородом, показывают2, что напряжения от превра-
щений не являются обязательной предпосылкой для возникновения фло-
кенов: при достаточно высоком давлении водорода флокены образуются
и в этом случае. Количество и величина образующихся при этом флоке-
нов зависят от различия в термических напряжениях при охлаждении
в воде или масле. Влияние термических напряжений отчетливо прояв-
ляется в том, что стали, содержащие недостаточное для образования
флокенов количество водорода, при охлаждении после прокатки или ков-
1 Н. Diergarten. Stahl u. Eisen, 60, 1940, S. 1027—1037.
2 E. Houdremont u. H. Schrader. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber, 4, 1941, S. 67—98.
ОБРАЗОВАНИЕ ФЛОКЕНОВ
1159
ки могут обнаруживать дефекты, подобные флокенам, в самом процессе
испытания на разрыв.
Если испытания проводились вскоре после окончания горячей обра-
ботки давлением, то удлинение и относительное сужение имели более
низкие значения, чем после
длительного вылеживания и
особенно после нагревания
на 100° С (табл. 245). В из-
ломах свежих образцов на-
блюдались маленькие, боль-
шей частью круглой формы
флокеноподобные образова-
ния, которые появлялись под
влиянием растягивающих
напряжений. Долго хранив-
шиеся или дегазированные
при 100° С образцы уже не
имели этих дефектов.
Иногда можно наблю-
дать флокеноподобные об-
Рнс. 920. Зависимость между содержанием водорода в
литых образцах и склонностью к образованию флокенов
после 2,5-кратиой упаковки и воздушного охлаждения.
Хромоиикелевольфрамовая сталь с 0,15—0,20% С; 1,4—
1*6% Сг; 4—4,5% N1 и 1—1,3% W [по И. Bennek и.
В. Klotzbach. Stahl и. Eisen, 61, 1941, S. 597—606 и.
624—630; Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., 4, 1941,
S 47—661
разования также в изломах
разрывных образцов, выре-
занных из сварных соедине-
ний, полученных сваркой
электродами с толстой об-
гмазкой. В этом случае так-
же возможно появление светлых пятен, представляющих собой транс-
кристаллитные хрупкие надрывы, возникающие в процессе растяжения,
а именно после перехода через предел текучести *>2.
Напряжение ———
Рис. 921. Схематическое изображение сов-
местного влияния водорода и напряжений на
образование флокенов [по Е. Houdremont и,
Schrader. Techn. Mitt- Krupp., Forschungs-
ber., 4, 1941, S. 67—98]
Дело в том, что наплавленный
таким электродом материал содер-
жит очень много водорода из обмаз-
ки. Поэтому в зависимости от со-
става обмазки и электрода могут
образовываться или настоящие фло-
кены, или дефекты, при которых
разрыв наступает лишь при действии
дополнительных напряжений во вре-
мя испытания на растяжение 3>4.
Здесь, следовательно, также можно
отметить связь между образованием
флокенов и водородным охрупчива-
нием. Однако очень быстрое прило-
жение напряжений при испытании
не приводит к охрупчиванию стали
под влиянием водорода. Так, в тонкостенных насыщенных водородом
ниже комнатной температуры образцах при очень быстром охлаждении
образование флокенов можно предупредить, однако при умеренном
охлаждении флокены появляются. В охлажденных с большой скоростью
' И, Bennek u. F. Н. Muller. Arch. Eisenhiittenw., 14, 1940—1941, S. 605—615; Techn. Mitt.
Krupp, Forschungsber., 4, 1941. S. 99—116.
2 F. Erdmann-Jesnitzer и. H. Kowalkowski. Arch. Eisenhiittenw., 24, 1953, S, 361—368.
? См. также сн. 2 на стр. 1158.
4 IF. Е (lender, H. Arend и. W. Neuhaus. Arch. Eisenhiittenw,, 22, 1951, S. 261—263.
1160
ВОДОРОД В СТАЛИ
Рис, 922. Изменение направления флокенов благодаря растягивающим напряжениям, про-
являющееся во время охлаждения иа воздухе после ковки с шестикратной уковкой образ-
цов хромоникельмолибденовой стали с 0,31% С: 0,25°/« Si; 0,45% Мп; 2,5% Сг; 2,11% NI и
0,47% Мо [по Е. Houdremont u. Н. Schrader. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., 4, 1941,
S. 67—98]:
a — пруток диам. 60 мм, охлажденный на воздухе после ковки (тангенциальные растяги-
вающие напряжения от охлаждения); б — разрывной образец диам. 60 мм, подвергнутый
при охлаждении на воздухе в направлении оси растягивающему усилию 200 Мн(м2
(20 кГ/мм2)
Таблица 245. Зависимость между пластичностью при испытаниях на разрыв
и содержанием водорода в катаных рельсах1
Номер образца Пред ва ри тел ьн а я обработка Предел прочности Удлинение <10 = 104) % Относитель- ное сужение % Содержа- ние водо- рода ел»3/1 оо г
Мн!м2 кГ/мм2
1 Состояние поставки; испытаны немедленно } 88.0 9.П 9,1 1 9,1 10,01 10,0 / 10 2,08 2,18
2 Образцы нагревались 1 ч при 200° С 885 1 ЯЯ7 888 / 887 88,5 1 00 7 88,8 1 88,7 13,01 13,1 J 13,1 20 Т 20/ 20 0,09 0,11
3 Образцы вылежива- лись 7 недель 8g } 890 12,71 13,1 J 12,9 2! 1 20 / 21 0,09 0,10
4 Кусок рельса вы- леживался 7 недель IS)860 «:3}86.0 12,71 П,9 J 12,3 221 16 J 19 0,41 0,32
1 F. Korber и. J. Mehovar. Arch. Eisenhiittenw., 9, 1935 Inst. Eisenforschg., 17, 1935, S- 89 — 105. -1936, S. 331 ем. также K.-Wilh.-
ОБРАЗОВАНИЕ ФЛОКЕНОВ
1161
образцах после повторного быстрого нагрева до ~100°С также появля-
ются флокены.
Следует еще раз упомянуть, что чувствительность к образованию
флокенов возрастает с повышением общей хрупкости соответствующих,
марок стали или структур. В аустенитных сталях флокенов или совсем
не бывает, или они присутствуют в ничтожном количестве, так как гра-
нецентрированная решетка обладает лучшими пластическими свойст-
вами и большими возможностями для размещения атомов водорода.
Ликвационные участки и включения могут быть причиной локального
скопления водорода, но они и сами по себе благоприятствуют образова-
нию трещин. О более сильной склонности стали с мартенситной струк-
турой к образованию трещин уже многократно упоминалось.
Влияние легирования на чувствительность стали к флокенам до сих
пор не вполне выяснено, хотя в качестве общего правила можно счи-
тать, что склонность к образованию флокенов увеличивается при повы-
шении содержания углерода и всех легирующих элементов, снижающих
мартенситную точку * *. В целом влияние легирования, проявляющееся
во взаимодействии отдельных легирующих элементов с водородом, мень-
ше, чем воздействие его на процессы, происходящие при затвердевании
и превращениях и связанные с содержанием водорода и напряжениями.
Сплавы, затвердевшие в виде феррита, даже если они испытывают пре-
вращение б-»-у, проявляют гораздо меньшую склонность к флокенам,
чем сплавы, которые кристаллизуются в виде аустенита и в дальнейшем,
превращаются в а-раствор, так как из-за низкой растворимости в нем
водорода в феррите он в значительной мере удаляется в газообразном
состоянии. Не испытывающие превращений ферритные стали не склонны
к образованию флокенов, хотя в трансформаторной стали с 4% Si, ис-
кусственным путем насыщенной водородом в твердом состоянии, можно-
вызвать флокены закалкой в воде 2. Флокены часто наблюдаются так-
же и в чисто аустенитных сталях, например в стали Гадфильда и в хро-
моникелевой клапанной. Нечувствительны к образованию флокенов-
нелегйрованные стали с <0,2% С и стали со специальными карбидами:
с 4% Сг, быстрорежущие и нержавеющие. Это указывает на то, что при
образовании флокенов протекает реакция между водородом и углеро-
дом. Вообще же названные стали при насыщении водородом склонны к.
процессу образования трещин, которые становятся заметными при за-
калке. Существенна также низкая температура затвердевания этих ста-
лей, вследствие чего из них выделяются большие количества водорода.
До сих пор нет еще ясного представления о зависимости чувстви-
тельности к флокенам от кинетики превращений. Флокеночувствительны
стали, в которых превращение сравнительно быстро и полностью прохо-
дит в перлитной области, например шарикоподшипниковая, а также ста-
ли, которые после очень длительной выдержки при температуре образо-
вания перлита еще содержат большое количество аустенита, например-
хромоникельмолибденовые с >3% >Ni. Ход превращения имеет значение
постольку, поскольку от него зависит соотношение ферритной и аусте-
нитной структурных составляющих3. Образующийся феррит сильно-
пересыщен водородом. Образцы малого сечения имеют достаточно вре-
1 См. также Н. Schrader а. V. G. Paranjpe. Tisco, 1, 1954, S. 13—29.
° См. сн. 2 на стр. 1158.
• См. си.1 на стр. 1138. Я7. Eilender, YU Chin u. F. Willems. Arcli. Eisenhiittenw., 13, 1939—1940!.
S. 309-316.
ВОДОРОД В СТАЛИ
1162
мени для завершения превращения и полного выделения водорода. Та-
кой результат на слитках большого сечения может получиться только при
больших выдержках. После неполного превращения в перлитной и про-
межуточной областях аустенит благодаря значительному содержанию
водорода при охлаждении может стать еще более пересыщенным, так что
опасность образования флокенов в мартенситной области увеличивается.
С повышением точки Ms флокеночувствительность понижается. Таким
образом, стали, обладающие большой способностью к перлитному пре-
вращению, могут полностью претерпевать превращение, что приведет
к легкому удалению водорода. Вследствие этого такие стали становятся
менее чувствительными к образованию флокенов, что особенно важно
в технологии изготовления больших поковок.
Склонность к образованию флокенов уменьшается с понижением
легирования ’. Очень чувствительны к флокенообразованию никелевые
стали с >3,5% Ni, хромоникелевые и хромоникельмолибденовые с об-
щим содержанием легирующих элементов более 3,5—4% при добавках
вольфрама, а также при содержании углерода от 0,2% и ниже. Несколь-
ко менее чувствительны шарикоподшипниковые стали, хромистые, мар-
ганцовистые, хромомарганцовистые и марганцевокремнистые конструк-
ционные стали со средним содержанием углерода, цементуемые с содер-
жанием около 1% Сг или Ni. Мало чувствительны низколегированные
конструкционные стали: азотируемые с 1% А1 и хромованадиевые
с 0,3% С и 1,5—2,5% Сг.
До сих пор не имели полного успеха попытки снизить чувствитель-
ность к флокенам путем добавок гидридообразующих элементов для
снижения содержания водорода в твердом растворе. Известные резуль-
таты дали только подобные опыты на магниевых сплавах, в которых до-
бавка кальция в ванну заметно снижает содержание водорода 1 2.
Флокены, так же как и трещины по границам первичных зерен
(стр. 723, т. I), которые не (выходят на поверхность и, таким образом,
не подвергаются окислению, могут быть заварены и закованы при после-
дующей проковке. Ковка в этом случае должна быть всесторонней, так
как флокены, лежащие в плоскостях скольжения, при деформации не
так легко завариваются, а могут даже в дальнейшем дать растрескива-
ние. Правильно прокованная сталь может иметь совершенно безупреч-
ные свойства. Флокены появляются тем легче, чем крупнее исходный
слиток и чем меньше степень уковки. Но они могут наблюдаться также
и после деформации с очень большими обжатиями, например в катаных
профилях вольфрамовой магнитной стали. Возможность заваривания
флокенов используют при изготовлении тяжелых поковок, когда слиток
после предварительной ковки и осаживания медленно охлаждают до
комнатной температуры, а окончательную отковку производят после
вторичного нагрева. Посредством более длительного нагрева в области
i600° С (перлитного превращения) можно понизить флокеночувствитель-
ность и у слитков. Однако в литом состоянии водород может легко удер-
живаться в пустотах, из которых в результате последующей ковки при
высоких температурах он может перейти в твердый раствор и в итоге
привести к образованию флокенов. Наибольшую гарантию против появ-
ления флокенов дает медленное охлаждение до комнатной температуры,
по крайней мере до 200—100° С. На практике для предупреждения фло-
1 См. сн. 1 на стр. 1161.
2 W. Mannchen. "L. Metalikde, 44, 1950, S. 255—260.
образование флокенов
1163
кенов применяют следующую термическую обработку [если не проведены
•соответствующие мероприятия при плавке или литье (вакуумное литье)]:
диффузионный нагрев при 1100—1200° С с медленным охлаждением
^примерно до 200° С или
очень медленное, продолжающееся 20—100 ч, охлаждение прибли-
зительно до 200° С.
Охлаждение на воздухе задерживают приблизительно при 500° С
.и в течение 5—10 ч слиток нагревают при 500—680° С; в зависимости от
обстоятельств последнюю операцию иногда проводят с нагревом до тем-
пературы выше точки превращения с последующим охлаждением до
500—680° С, выдержкой при этой температуре в течение примерно 5 ч
и окончательным охлаждением на воздухе. При этом важно, чтобы после
проковки слитка в нем полностью произошло превращение выше мартен-
ситной ступени, скорее всего в промежуточной области, и чтобы превра-
щение сочеталось с диффузионным отжигом. Различные варианты, ко-
торые здесь рассматривались, не всегда подходят к любой стали448).
Чем больше водорода поглощается в процессе изготовления стали,
тем больше ее чувствительность к флокенам. Основная сталь, при изго-
товлении которой применяют большое количество обожженной извести,
легко поглощающей влагу, ‘Всегда чувствительнее к флокенам, чем кис-
лая. Основная сталь из дуговой электропечи до того, как связь флокенов
с содержанием водорода была выяснена, считалась особенно чувстви-
тельной к флокенам. Это было связано с недостаточным просушиванием
извести. Тигельная же сталь, напротив, при плавке в графитовом тигле
постоянно находится в атмосфере, содержащей окись углерода. Кроме
того, в нее не вводят никаких добавок, содержащих водород, а шихту
•отбирают очень тщательно. Поэтому такая сталь практически нечувст-
вительна к флокенам. Переплавленная и отлитая в вакууме сталь долж-
на быть самой нечувствительной к флокенам, так как она совершенно
не содержит газов. Поэтому понятно современное стремление организо-
вать процесс так, чтобы разливка стали велась под вакуумом ’> 449>.
В процессе разливки сталь также может г^эглотить значительное
количество водорода (даже больше, чем при выплавке) из влажной ат-
мосферы, из футеровки ковша, из сифонного кирпича, из заливочных
воронок и особенно много из краски для изложниц, прежде всего тогда,
когда красят дважды; соответственно повышается флокеночувствитель-
ность стали. Распределение водорода в отливке различно; сильно обога-
щены верх и средняя часть по сравнению с нижней частью слитка. Хотя
.металлостатическое давление при затвердевании большого слитка в ниж-
ней части больше, чем вверху, иногда могут быть случаи обогащения
водородом и подошвы слитка.
Слитки, прокованные непосредственно после отливки без охлажде-
ния, как показывает опыт, имеют наибольшую флокеночувствительность:
вместе с тем партии поковок, охлажденные после ковки на воздухе, боль-
шей частью не имеют флокенов. При быстром охлаждении могут образо-
ваться трещины уже в литом состоянии (по границам первичных зерен,
448) Во флокенопредупреждающих обработках, получивших в настоящее время наибольшее
распространение на отечественных и зарубежных заводах, в основном используются три принци-
пиальных положения: 1) равновесная растворимость водорода в a-фазе значительно меньше, чем
в у-фазе; 2) диффузия водорода в а-фазе протекает со скоростью, в десятки и сотнн раз большей,
чем в у-фазе; 3) существует инкубационный период флокенообразоваиия. Последнее обстоятельство
используется в технологии, разработанной советскими исследователями. Подробнее о таких обра-
ботках см. [117, 5].
1 Л. Tlx. Stahl u. Eisen, 76, 1956, S. 61—68.
44S) Вакуумирование как способ уменьшения флокеночувствительиости стали в настоящее вре-
мя получило широкое применение.
1164
ВОДОРОД В СТАЛИ
см. рис. 571). Подобные трещины по природе возникновения (методы
выплавки стали, скорость охлаждения) аналогичны флокенам кованой
стали. Их можно рассматривать как флокены в литом состоянии, возник-
новению которых способствуют неметаллические включения по границам
зерен *. Они всегда транскристаллитные и только в некоторых случаях
(нарушение режима охлаждения металла) могут напоминать флокены.
Флокены могут быть вызваны водородом, поглощенным сталью
и в твердом состоянии из печных газов или газов при цементации. Ана-
логичным образом могут действовать все газы, выделяющие водяной пар
и водород. При глубокой, цементации, проводящейся в светильном газе
длительное время и при высоких температурах, образование флокенов
выражено более ясно. Это же относится и к изделиям малых сечений
даже при коротких выдержках при цементации 1 2.
г. Обезуглероживание
Влажный водород при высоких температурах является резко дейст-
вующим обезуглероживающим средством. Сухой, не содержащий кис-
лорода водород при низком давлении не обезуглероживает сталь с по-
верхности (см. также стр. 190, т. I).
В технике используют обезуглероживающий отжиг в водороде.
В разделе «Кремний (стр. 1007) указывалось, что путем отжига во влаж-
ном водороде можно существенно снизить ваттные потери трансформа-
торной стали. Из чистого железа отжигом в водороде (выше 1100° С или
также при 700—850° С) в области a-фазы также можно удалить следы
углерода и иногда кислорода и серы. При этом существенно улучшаются
магнитные свойства (рис. 62).
Предполагая, что обезуглероживание обусловливается скоростью
диффузии углерода в железе, а не скоростью реакции на поверхности,,
степень обезуглероживания можно рассчитать, исходя из начального,
содержания углерода и диффузионных констант 3.
От поверхностного обезуглероживания под атмосферным давлением
следует отличать обезуглероживание водородом под высоким давлением
(см. стр. 384 и рис. 309). Сила такого воздействия водорода существенна
зависит также от продолжительности испытания. Если разъедающее дей-
ствие водорода началось после перехода зависимой от времени границы
устойчивости (по давлению и температуре), то этот процесс сравнитель-
но быстро распространяется в глубину. При этом в материале с ликва-
ционными участками оси дендридов обезуглероживаются быстрее осталь-
ной массы (рис. 923). Тем самым подтверждается различная способность-
водорода к диффузии в ликватах и в участках, свободных от ликвации.
Это различие имеет существенное значение для образования флокенов
в слитках. Глубина обезуглероживания мало зависит от степени уковки,.
а также от структуры, кроме наличия устойчивых специальных карби-
дов. Наличие ферритной сетки, особенно при грубом зерне и строчечной
структуре, благоприятствует появлению отдельных обезуглероженных
слоев. Холодная деформация также ускоряет воздействие водорода. Раз-
рушение под действием водорода, которое при повышенных температурах
часто сопровождается растрескиванием, весьма важно в технике изго-
товления крупных деталей химической аппаратуры, например печи для
1 См. си. 1 на стр. 1154 и си. 3 на стр. 1156.
2 См. сн. 2 иа стр. 1158.
3 К. Lucke. Arch. Eisenhiittenw.. 25, 1954, S. 181—185.
ТРЛНСКРИСТАЛЛ11ТНОЕ КОРРОЗИОННОЕ РАСТРЕСКИВАНИЕ ПОД НАПРЯЖЕНИЕМ 1165
гидрогенизации угля, синтеза аммиака и т. п. *. Стали со специальными
карбидами хорошо противостоят разрушению под действием обезуглеро-
живания до 600е С и выше (см. табл. 132). Достойно внимания то об-
стоятельство, что подобные стали также менее склонны к образованию
Рис. 923. Преимущественное обезуглероживание в дендритах. Сталь с 0,76% С
нагревалась 20 ч при 450° С в водороде под давлением 300 бар (300 ат
[по F. К. Naumann. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., I, 1938, S. 207—223]:
a — X2; б — X20
«флокенов. На стр. 812 указывалось на опасность растрескивания при
сварке устойчивых против высокого давления водорода сталей и на не-
обходимость сварную зону подвергать отжигу при температуре образо-
вания перлита, чтобы углерод перешел в специальные карбиды.
д. Транскристаллитное коррозионное растрескивание
под напряжением
За последние годы стало известно много случаев транскристаллит-
ного растрескивания, которое в основном происходит в низколегирован-
ных ферритных сталях повышенной прочности, реже в аустенитных, под-
вергавшихся механическому нагружению в растворах, содержащих се-
роводород 1 2>3. Особенно часто трещины образуются при применении
таких сталей в нефтяном бурении, в трубах и арматуре нефтяных сква-
жин, в трубной арматуре соляных источников и при переработке нефти
и бензина. Растрескивание наблюдалось и в конструкциях, работающих
при нормальном давлении, и в установках высоких давлений. Трещины
наблюдались и на лопастях турбин гидростанций, что связано с дейст-
вием сероводорода 4. Это явление получило название «коррозии за счет
сульфидизации и напряжений», хотя здесь играет роль не столько серо-
водород, сколько каталитическая активация выделения водорода в фор-
ме ионов на поверхности стали 5. Аналогичное явление может наблю-
даться, например, при воздействии цианистых соединений и мышьяка.
Предполагается, что причиной образования этих трещин являются внут-
ренние и внешние напряжения. Это явление представляет собой, следо-
вательно, один из видов водородного охрупчивания, аналогичного
1 См. также /. Class. Werkstoffe u. Korrosion, 5, 1954, S. 284—285.
2 N. A. С. E. Symposium fiber Sulfid-Spannungskorrosion. Corrosion, 8, 1952, S. 326—350 u. 355.
’ I. Glass. Werkstoffe u. Korrosion, 6. 1955, S. 237—245.
4 A. Spllttgerber. Vom Vasser, 17, 1949, S. 140—145.
5 P. Bastieu et P. Amiot. C. R. Acad. Sci. Paris, 235, 1952, p. 1031—1033; см. также
F. Korber и. H. Ploum. Mitt. K--Wilh.-Inst. Eisenforschung., 14, 1932, S. 229—248.
1166
ВОДОРОД В СТАЛИ
травильной хрупкости. Развитие этого процесса можно себе представить
примерно так. Растворы, которые не вызывают коррозии обычного вида,
под влиянием серы или других катализаторов, например цианистых со-
единений, возможно также под действием катодного напряжения, выде-
ляют на поверхности стали ионы водорода, диффундирующие внутрь,
стали. В вакансиях и в междоузлиях, в сегрегационных строчках и в ме-
стах нарушения решетки эти ионы рекомбинируют в молекулы, и со.
временем в этих местах возникает высокое давление. Этот процесс не-
приводит к образованию трещин, если не будет дополнительного влияния,
напряжений. Играет при этом роль взаимодействие между водородом-
1
I* !'5
ко
в а
10
величина pH в растворе
Рис. 924. Зависимость количества продиф-
фундировавшего в сталь водорода от зна-
чения pH при различных парциальных
давлениях HzS [по W. A, Bonner, Н. D.
Burnham, 1, 1. Conradi а. Т. Skei. Petrol.
Process, 8, 1953, р. 688 а—878; Т. Skei,
A. Wachter, W. A, Bonner а. И. D. Burn-
ham. Corrosion, 9, 1953, № 29, р. 163]
'(jbflop
\0Sap
Дни йасы
В
2000
□ Кислый (pH=2)
Й Слабо щелочной-
(pH-7,5)
50
WOO
20 500 -
10
if!
350 L50 520 950
Напряжение изгиба, Мн/мг
(- значению предела текучести при
различной обработке на улучшение)
Рис. 925, Время до разрушения скобообразиызс
образцов из стали с 0,22% С; 2,2% Сг и 0,2% V
(22CrV9) в растворах, содержащих сероводород
[по Z. Class. Werkstoffe u. Korrosion, 6, 1955, S. 237
I
ti
I
и пластической деформацией (стр. 1145) или нет, еще невозможно
решить.
На практике избыток ионов водорода всегда очень мал, поэтому,.,
чтобы произошло заметное коррозионное воздействие, водород должен
накапливаться в течение длительного времени. По этой же причине не-
легко было установить, что причиной коррозионного воздействия являет-
ся наличие сероводорода. В результате кратковременных испытаний при
более жестких условиях было установлено, что с повышением концент-
рации Н-ионов и ОН-ионов в растворах, содержащих сероводород, по-
вышается насыщение стали водородом (рис. 924) и, кроме того, с уве-
личением напряжений возрастает склонность к образованию трещин
(рис. 925), как при образовании флокенов (см. рис. 921). У сталей по-
вышенной прочности, которые в эксплуатации подвергаются воздействию'
высоких напряжений, уже при незначительном насыщении водородом
могут образоваться трещины; в мягких сталях, которые слабо нагруже-
ны, для появления подобных трещин потребовалось бы значительно-
большее насыщение водородом, а это недостижимо в столь слабо кислых
растворах. Особенно восприимчивы к образованию трещин мартенсит
и низкоотпущенная структура, обладающие высокими структурными
напряжениями. Повышает чувствительность к трещинам и холодное
деформирование. Наиболее благоприятен смягчающий отжиг, причем,,
например, высокоотпущенная структура лучше, чем нормализованная
структура той же прочности. Последняя структура хуже из-за больших,,
соединяющихся ферритных областей. В связи с этим твердость не яв-
ляется мерой чувствительности к образованию таких трещин.
ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА ПРИ ВЫПЛАВКЕ И ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
1167
Это явление несколько сходно с межкристаллитной хрупкостью, вы-
зываемой действием щелочей. Однако щелочная хрупкость обусловли-
вается распределением азота в стали, находящейся в щелочном раство-
ре, в то время как описываемое растрескивание—в основном только
поглощением водорода в кислых растворах или при катодном разряде.
При этом речь идет о водородном охрупчивании типа травильной хруп-
кости и об образовании трещин типа флокенов. Из этого следует, что
даже стали, устойчивые против водорода высокого давления, могут ока-
заться склонными к растрескиванию.
5. Влияние водорода
при выплавке и обработке стали
Ванна расплавленной стали может поглощать значительные коли-
чества водорода, тем большие, чем выше парциальное давление водо-
рода (ионизированного) над расплавом и чем ниже парциальное дав-
ление других газов внутри ванны. После расплавления в ванне всегда
имеется некоторое количество водорода, который попадает из влаги
печных газов, шихты и шлака. В период окисления водород может
вместе с окисью углерода улетучиваться из ванны. Однако для этого
требуется определенная скорость фришевания: в кислых мартеновских
печах 0,3% С в час, в основных 0,5% *. Удаление водорода из ванны
может быть достигнуто также продуванием других газов, например ар-
гона или сухого воздуха 2. Продувка чистым кислородом во время фри-
шевания в основной дуговой электропечи, как это в настоящее время
часто делается, также приводит к существенному снижению содержания,
водорода 3.
Из табл. 246 видно, что содержание водорода в плавках последнего,
времени в дуговой печи ниже, чем известное из старых данных. Если
фришевание производится со скоростью, меньшей указанной, и, прежде
всего, если стальная ванна сравнительно спокойна, то водород даже по-
глощается, например, из шлака или из флюса и газовой атмосферы. По-
этому раскисление необходимо проводить по возможности перед самым,
выпуском, чтобы избежать сильного наводороживания. Однако в основ-
ной электропечи период раскисления продолжителен и применяется га-
шеная известь, которая поглощает влагу. Следовательно, во время до-
водки сталь поглощает водород шлака и проявляет высокую чувстви-
тельность к флокенам, если не было сушки извести, применения
обожженной извести, прокалки ферросплавов и др.; то же относится
к процессу фришевания в основном тигле. Стали же, выплавляемые
кислым способом, отличаются низким содержанием водорода (табл. 246),
Это связано с иным ведением кислого процесса; кроме того, кислые шла-
ки содержат меньше влаги (табл. 247).
На рис. 926 показано изменение содержания водорода и углерода
в процессе производства стали в основной мартеновской, а на рис. 927 —
в основной электропечи. Сталь, выплавленная основным способом со.
всеми необходимыми предосторожностями, ничем не отличается по чув-
> Н. Wentrup, Н. Fucke и. О. Reif. Stahl и. Eisen, 69, 1949, S. 117—122.
2 G. R. Taylor a. C. F. Stayley. Американский патент № 2548849 (Armco Steel Согр.Ц
3 E W. Plerse. Proc. Elec. Furn. Steel Conf. A. I. M. E„ 6, 1948, p. 45—46; A. L. Ascik. J. Me-
tals, 5; 1953, p. 986-990.
1168
ВОДОРОД В СТАЛИ
"Таблица 246. Среднее содержание водорода в нелегированных и низколегированных
сталях при различных способах производства
1 Способ производства Содержание водорода*1
при разливке в изложнице
ю 4, % сж’/ЮО г Ее ю' 4, % сир/100 г Fe
Томасовский Кислый мартеновский Основной мартеновский .... Основной электродуговой . . . ** Для определения содержания вс , По Н. Wentrup Н. Fucke и. О. Reif. Н. Hagedorn и. Н. Backes. Stahl u. Е Murex Rev., 1. 1954, p, 305 — 348. 5,8 3,7 8,5 5,0 8,1 4,7 4,2 дорода отделы, Stahl u. Eisen, Isen, 73, 1953 6,5 4,1*« 9,4 5,7 9,0 5,3 4,7*« ые авторы при 69, 1949, S. 1 , S. 817 — 828 6,9 2,45 6,4 7,5 5,8 10,2 6,5 меняли разлш 17— 122. »• П По К. С. 7,6*2 2,75*” 7,11 8,5*а 6,5*8 11,3*а 7,2*8 шые методы, о Е. Piper, Barraclough.
Таблица 247. Содержание водорода в мартеновских шлаках1
Шлаки Содержание водорода
в форме водорода лк* 1 2/100 г Fe в форме воды, пере- считанное иа водо- род, ли2/100 г Fe всего см9/100 г Fe
Кислые Основные » Н. Wentrup, Н. Fucke и. О. Reif. 25—60 10—30 Stahl u. Eisen, 69. 194 5—40 30—175 9, S. 117— 122. 30—100 40—205
ствительности к образованию флокенов от стали, выплавленной кислым
.способом 45°).
До сих пор еще однозначно не установлено, попадает водород
в сталь из шлака, или из ферросплавов, или из газовой атмосферы ’.
-Содержание водорода в стали может еще больше возрасти при разливке
и в изложнице (см. стр. 1163) 2. Из таблицы 246 видно, как изменяется со-
держание водорода в стали за время от выпуска до затвердевания в из-
ложнице. Легирующие элементы влияют на поглощение водорода, если
они, конечно, находятся в больших количествах. Никель, кобальт и мар-
ганец повышают общее содержание водорода; кремний затрудняет уле-
тучивание водорода при затвердевании стали; алюминий уменьшает
поглощение. Высокое содержание углерода в шихте, обусловливая ин-
4Б0) Представляет интерес способ выплавки низководородистой стали, заключающийся в том
<151], что сначала содержание углерода в плавке понижают до максимальных пределов. При этом
в ней остается очень мало водорода, но много кислорода. Затем производят науглероживание,
раскисление и легирование под вязкими шлаками, чтобы предотвратить обратное поглощение во-
дорода. Имеются сообщения о том, что введение редкоземельных элементов уменьшает флокено-
чувствительность стали.
1 См. также Е. Piper, Н. Hagedorn и. Я. Backes. Stahl и. Eisen, 73, 1953, S. 817—828
« дискуссия к этой работе. См. также реферат Зоммера об американских работах последних лет.
Z. Sommer. Stahl u. Eisen, 72, 1952, S. 32—35.
2 См. также сн. 1 иа стр. 1167.
СЕРА
1179
щаяся в равновесии с насыщенным известью железистым шлаком, имеет
содержание фосфора: 0,01 % при 1530—1570° С, 0,02% при 1580—1620° С,
0,03% при 1630—1700°С1. В равновесии с указанным шлаком наряду
с данным содержанием фосфора также находится определенное коли-
чество кислорода. При успокоении плавки алюминием оказывается, что
нет разницы в сродстве железа и алюминия к фосфору, так что образо-
вание соединений с фосфором зависит только от количественного соот-
ношения железа и алюминия * 2.
2. Сера
Рис. 939. Богатая железом сторона двойной
системы железо — сера до содержания серы
0.4% [по Т. Rosenqvist а. В. L. Duncz. J. Me-
tals. 4, 1952, р. 604—608]
В системе железо — сера, кроме приведенного на рис. 939 е-сульфи-
да (FeS, пирротит), при большем содержании серы образуется также
сульфид FeS2, который встречается в двух модификациях (пирит и мар-
казит). Вообще говоря, е-сульфид
содержит больше серы, чем это со
«ответствует формуле; это объясня-
ется, вероятно, не избытком атомов
серы в решетке, а тем, что места
железных атомов в решетке остают-
ся незанятыми 455). Известно не-
сколько аллотропических форм е-
фазы, температуры превращения
которых находятся при 325 и 138° С
Железо и сульфид железа образуют
низкоплавкую эвтектику (988° С),
которая в присутствии закиси же
леза плавится при еще более низких
температурах3. Заслуживает осо-
бого внимания большая протяжен-
ность области между линиями соли-
дуса и ликвидуса; в интервале от
точки плавления железа до 988° С
твердый раствор железа находится в равновесии с жидкой фазой. Сера
слегка снижает точку А4 и немного повышает точку А3. Этот элемент
обладает незначительной, но вполне определенной растворимостью в у-
и в а (или б)-фазах. При пересечении линии растворимости сера выде-
ляется ниже 988° С в форме твердого «-сульфида FeS, выше этой темпе-
ратуры — в виде жидкой эвтектики. Растворимость серы в у-железе
меньше, чем в а (или б), так что при охлаждении из у-области образо-
вавшиеся при этом выделения могут опять растворяться в «-области.
Сульфидные выделения могут действовать как зародыши в процессах
затвердевания и превращения.
Действие серы на сталь связывается прежде всего с понятиями крас-
.ноломкости и горячеломкости. В железных сплавах с высоким содержа-
нием серы (около 0,3%) при горячей деформации встречаются две об-
ласти «ломкости»: область «красноломкости» между 800 и 1000° С и об-
ласть «горячеломкости» выше 1200° С. При таком содержании серы
сульфид железа нитеобразно охватывает первичные зерна (рис. 148, а),
’ W, A. Fischer u. Н. von Ende. Stahl и. Eisen, 72, 1952, S. 1398—1408.
2 Vogel u. Klose. Arch. Eisenhiittenw., 23, 1952, 287—291.
Л5Б) У 8-сульфнда FeS область гомогенности простирается от 50 до 53,4% (ат.) S. Эта фаза
«вляется одним из примеров твердого раствора вычитания.
3 См. об этом также И. И. Ольшанский. ДАН СССР, 80, 1951, стр. 893—896.
1180
ФОСФОР и СЕРА Б СТАЛИ
вследствие чего они имеют недостаточную связь друг с другом и при
ковке или прокатке по границам зерен происходит разрушение. При
повышенном содержании кислорода окислы также могут служить причи-
ной красноломкости. Это особенно справедливо по отношению к литому
состоянию, так как окислы в этом случае скапливаются по границам
первичных зерен; однако если сталь хотя бы однократно подвергалась,
горячей деформации, то вследствие измельчения зерна и образования
при деформации новых зерен красноломкость проявляется в гораздо»
меньшей степени. Из-за снижения температуры эвтектики кислородом
совместное действие серы и кислорода усиливает красноломость.
Верхний предел температуры ковки ограничивают областью горя-
челомкости из-за низкой температуры плавления сульфида железа
и преждевременного оплавления бо-
гатых серой границ зерен. От по-
верхностного натяжения зависит,
образуется ли по границам зерен
Рис. 941, Шаровидные включения сульфида-
марганца в литой стали
О 710 20 30 М 50 60 70 80 90 1ОО
Содержание сернистого марганца, 7.
Рис, 940. Диаграмма состояния сульфид
железа — сульфид марганца [по Q. Rohl.
Р. Oberhof fer. Das technische Eisen,
2-е изд. 1925, S. 96]
непрерывная пленка жидкого материала или же только отдельные рас-
плавленные шарообразные частицы. В температурной области между
районами красноломкости и горячеломкости, в которой возможна горя-
чая деформация, природа сернистых включений, вероятно, изменяется.
В этой области включения сернистых соединений или окислов сами по
себе обладают более высокой пластичностью, чем основной металл, или
же пластичность повышается потому, что выделившиеся по границам
зерен сульфиды переходят е раствор. По исследованиям Ниденталя
и Беннека, надо учитывать прежде всего последнее, так как
при длительном нагревании сетчатые выделения по границам зерен
почти полностью исчезают (рис. 148, б). Поэтому необходимо давать
достаточно продолжительный нагрев при температуре деформирования.
Сера имеет более сильное сродство с марганцем, чем с железом, так
что при достаточно значительных присадках к стали марганца образу-
ются главным образом сульфиды марганца. Эти сульфиды имеют более
высокую точку плавления, чем сульфид железа (рис. 940), а также сдви-
гают точку плавления сульфидной эвтектики к более высоким темпера-
турам. Поэтому они распределяются в стали в виде точечных высоко-
плавких включений (рис. 941). В результате устраняется склонность,
стали к красноломкости и горячеломкости ’.
1 См. об этом также С. Т. Anderson, V. V. Donaldson, /{. W. Kimball u F. P Calloir.
J. Metals, 6. 1954, p. 835—837.
СЕРА
1181
Другие легирующие элементы могут быть разделены на две группы
по их влиянию на сульфиды. Первая группа охватывает элементы, суль-
фиды которых плавятся при низких температурах и имеют такое же
сетчатое расположение, как и в чистых железосернистых сплавах. Ко
второй группе относятся элементы, сульфиды которых имеют высокую
температуру плавления и поэтому проявляют склонность к точечному
распределению 456>. При наличии первых наблюдается красноломкость
и горячеломкость, чего не бывает при наличии элементов второй группы.
К первой группе относятся, например, никель, кобальт и молибден, в то
время как хром, марганец, цирконий, титан и бериллий образуют более
тугоплавкие сульфидные включения (рис. 942).
Рис. 942. Влияние различных легирующих элементов на образование сульфидов в литой стали
[по A. Niedenthal u. Н. Bennek. Arch. Eisenhiittenw., 7, 1933—1934, S. G83—686]:
a — сульфид хрома, б — сульфид никеля; в — сульфид кобальта
Особое влияние оказывают сернистые включения на чувствитель-
ность к перегреву при 1200—1350° С. Сталь с низким содержанием серы,
например электросталь, более подвержена излому по границам зерен,
•являющемуся следствием перегрева, чем, например, мартеновская сталь.
Это можно объяснить тем, что при очень низком содержании серы суль-
фиды переходят в раствор при высокой температуре, а при охлаждении
выделяются преимущественно по границам зерен. При более высоком
содержании серы сульфиды растворяются не полностью, а во время
охлаждения растворенная часть сульфидов вновь выделяется на отло-
жениях сульфидов, оставшихся нерастворенными 457\
Часть атомов углерода в цементите может замещаться атомами се-
ры ’, что изменяет его точку Кюри и стабилизирует его. При реакции
с удаляющими серу веществами, например магнием, кальцием, церием,
сера извлекается как из аустенита, так и из цементита. Извлечение серы
из цементита, по-видимому, является причиной образования шаровидно-
го графита в чугуне, так как карбид железа теряет при этом ста-
бильность.
4Б6) Для марганца, однако, было показано [152], что он не влияет на распределение сульфид-
ных включений, а только способствует их измельчению и обогащению MnS, и что его роль в пре-
дотвращении красноломкости заключается в том, что при определенном его содержании сульфи-
ды выделяются в полужидком или твердом виде.
4Е7) Выделение сульфидов по границам зерен аустенита в случае медленного охлаждения с
•температуры перегрева служит причиной одного из типов камневидного излома. Для исправления
такого излома необходима длительная гомогенизация стали прн высоких температурах, вызываю-
?щая коагуляцию сульфидов.
1 J. Drain et Л. Michel. Rev. Met., 49, 1952, p. 585—589.
1182
ФОСФОР И СЕРА В СТАЛИ
Присадка серы в сталь имеет практическое значение для улучшения
обрабатываемости и для получения высококачественной поверхности при
обработке на автоматах. Действие серы объясняется местными наруше-
ниями сплошности металлической массы благодаря тонкому распреде-
лению сульфидных включений при одновременном их влиянии на режу-
щий инструмент как смазки. При обработке высокосернистой автоматной
стали стружка получается короткая и ломкая. Одновременно устраняет-
ся «налипание» и «намазывание» металла на поверхности, наблюдаемое
обычно при обработке мягких и вязких материалов. Поэтому в автомат-
ные стали вводят до 0,3% S и одновременно 0,06—0,12% Р (табл. 249).
Основой для автоматной стали служит нелегированная мягкая сталь —
как кипящая, так и спокойная. Кипящая сталь, естественно, имеет нерав-
номерное распределение серы по сечению слитка, в то время как пол-
ностью успокоенная сталь — почти равномерное. Преимущество кипящей
стали заключается в том, что включения в ней сосредоточиваются в цент-
ре, в силу чего центральная зона особенно благоприятна для обработки,
на автоматах. Резьбы гаек и болтов оказывается большей частью в этой
зоне, поэтому и предпочитают их изготовлять из кипящей стали. При
разливке кипящей стали в изложницы с горловиной кипение задержи-
вается и предотвращается образование мягкого наружного слоя, кото-
рый затрудняет обработку на автоматах. Таким образом, кипящая сталь,
разлитая этим способом, имеет до некоторой степени равномерное рас-
пределение серы по сечению. По этой причине детали, у которых внеш-
няя и внутренняя зоны подвергаются обработке резанием в одинаковых,
условиях, не обязательно следует изготовлять из спокойной стали. Спо-
койную сталь применяют главным образом для деталей, которые долж-
ны иметь по всему сечению равномерные свойства и прежде всего тогда,
когда они в дальнейшем проходят, например, цементацию или улучше-
ние. При цементации (детали велосипедов, швейных и других мелких,
машин) спокойная сталь дает после закалки более устойчивые резуль-
таты. То же самое относится и к улучшению. Спокойная автоматная
сталь большей частью несколько тверже, вследствие чего она быстрее
изнашивает инструмент. Это тем более заметно, чем выше содержание-
кремния и марганца.
Качество обработанной поверхности зависит не только от свойств,
материала, но и от скорости обработки. Следовательно, наилучшей авто-
матной сталью будет та, которая при определенной скорсети резания
покажет наибольшее время работы инструмента или при заданном вре-
мени работы — наивысшую скорость резания. Равномерное распределе-
ние крупных сульфидных включений при наибольшем возможном содер-
жании серы, что характерно для сердцевины кипящей стали, дает наи-
лучшие результаты; кроме того, при обработке крупнозернистая струк-
тура более благоприятна, чем вязкая и мелкозернистая.
Для использования в качестве автоматных сталей с присадкой серы*
изготовляют также и легированные стали, особенно нержавеющие стали,
с 13—18% Сг и с 18% Сг и 8% Ni. Как известно, мягкая хромистая
сталь имеет большую склонность к «налипанию», ’1то затрудняет ее
обработку. В настоящее время такие стали обрабатываются без ослож-
нений при содержании серы до 0,35%. Однако при сильном химическом
воздействии сернистые включения влияют на коррозионную стойкость,
неблагоприятно, хотя окалиностойкость они не ухудшают. Значительные
присадки серы с целью улучшения обрабатываемости вводят также
и в низколегированные цементуемые, улучшаемые и азотируемые стали..
Таблица 249. Состав автоматных сталей
Маркировка (no DIN 17006) Химический состав, %
С Si Мп р S легирующие элементы
9S20 <0,12 — 0,50—0,80 <0,10 0,18—0,24 — Кипящая мягкая авто-
матная сталь
9S27 <0,12 — 0,60—1,0 <0, ю 0,24—0,30 — Кипящая автоматная сталь высокой производи-
тельности
10S20 0,06—0,12 <0,40 0,50—0,80 В мартенов- ской стали 0,18—0,26 — 1 Нелегированная цемен-
15S20 0,12—0,18 <0,40 0,50—0,80 <0,07 0,18—0,26 — | туемая сталь
22S20 0,18—0,25 <0,40 0,50—0,80 В томасов- 0,18—0,26 —
35S20 0,32—0,40 <0,50 0,50—0,80 ской стали <0,09 0,15—0,25 Нелегированная улуч-
45S20 0,42—0,50 <0,50 0,50—0,80 0,15—0,25 -—- шаемая сталь
60S20 0,57—0,65 <0,50 0,50—0,80 0,15—0,25 —
0,15—0,22 <0,40 1,0-1,4 -0,10 0,10 0,8—1,3 Сг 1 Легированная цементу- | емая сталь
0,15—0^20 <0,40 0,40—0,60 -0,10 0,10 1,4—2,0 Сг 1,4—2,0 Ni
3CCrAIS5 . . 0,25—0,35 0,15-0,35 0,25—0,40 -0,10 -0,10 1,1—1,4 Сг, 0,8—1,0 А1 Азотируемая сталь
<0,12 <1,0 <1,0 <0,03 0,15-0,25 12,0—14,0 Сг
0,38—0,45 <1,0 <1,0 <0,03 0,15—0,25 12,0—14,0 Сг
X12CrMoS17 0,10—0,17 <1,0 <1,0 <о,сз 0,15—0,25 15,5—17,5 Сг, 0,2—0,3 Мо Нержавеющая сталь
X12CrNiS188 <0,15 <1,0 <2,0 <0,03 0,10- 0,20 17,0—19,0 Сг, 8,0—10,0 Ni
1184
ФОСФОР И СЕРА В СТАЛИ
Практически почти каждая легированная сталь может быть превращена
в автоматную посредством добавки серы. Все же для легирования стали
выбирают по возможности элементы, которые уменьшают ее склонность
к красноломкости и горячеломкости. Наряду с серой для улучшения
•обрабатываемости ib сталь присаживают также селен и свинец 1 (см.
стр. 1187). Кроме получения короткой, хрупкой стружки, существенным
для введения всех этих присадок является также уменьшение трения
между инструментом и обрабатываемой деталью 1 2. Это подтверждается
тем обстоятельством, что благодаря наличию серы на поверхности стали
'уменьшается трение и износ, в том числе в насыщенном ею спеченном
.железе 3. При этом поверхностная твердость не повышается 4.
Из сказанного вытекает, что за счет сульфидных включений можно
получить значительный экономический эффект при обработке. В течение
сорока лет высококачественные стали готовили всегда очень чистыми,
чтобы улучшить механические свойства, прежде всего вязкость в про-
дольном и особенно в поперечном направлении. В настоящее же время
для некоторых деталей стремятся изготовлять сталь с высоким содержа-
нием включений, чтобы облегчить обработку и добиться лучших эконо-
мических показателей. В первую очередь таким образом поступают при
изготовлении деталей массового производства, например в автомобиль-
ной промышленности, затем в тех случаях, когда конструкторы на основе
богатого опыта могут не предусматривать излишне высокие запасы
прочности. Даже при низком содержании серы, в пределах 0,01—0,03%,
повышение содержания ее всего на 0,01% может улучшать обрабаты-
ваемость.
Как показывает опыт, присадки серы не меняют предела прочности
и предела текучести стали вдоль направления прокатки. Свойства в по-
перечном направлении ухудшаются вследствие того, что сульфидные
включения вытягиваются 458). Исследование методом больших чисел от-
четливо показало общее повышение ударной вязкости основной марте-
новской стали с уменьшением содержания серы. Особенно благоприят-
ным в отношении увеличения вязкости является дальнейшее извлечение
серы из стали, получающееся при обработке восстановительным шлаком
в мартеновской или электрической печи.
Перед сталеварами возникают в связи с этим новые задачи. Если
производство высококачественной стали наивысшей чистоты требует
•большого опыта, то это еще более справедливо в отношении производст-
ва преднамеренно загрязненной стали, которая должна обладать очень
равномерными высокими качествами5. Сера ликвирует при затверде-
вании стали больше, чем все другие элементы, как вытекает из .рис. 943.
Вследствие этого при производстве стали для крупных поковок следует
обеспечить возможно более низкое содержание серы, так как некоторые
внутренние пороки такой поковки частично обусловлены скоплением
сульфидов по границам зерен. В автоматных сталях лучше поддержи-
вать высокое содержание серы с самого начала плавки, чем в дальней-
шем искусственно вводить ее в сталь, так как в последнем случае рас-
1 Iron Age, 130, 1932, р. 404—405; F. R. Palmer. Американский патент № 1846100, 1932.
2 /VI. £. Мегchand u. N. Zlatin. Trans. Amer. Soc. Met., 41, 1949, p. 647—677.
3 Rev. gen. Meehan., 35, 1951, April, p. 131.
4 G. Maassen. Stahl u. Eisen, 73, 1953, p. 219—222.
458> Наши исследования на кованом феррите с 0,03% С показали [5], что коэффициент анизо-
тропности под углом 90° дополнительно сильно увеличивается (почти вдвое) при одновременном ле-
гировании стали серой и марганцем или кремнием.
5 См. об этом Н. Hoff. Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 1293—1310 н там же дискуссия:
Н. Rnilppel u. А. Е. Mayer. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 1292—1299; W. Bading u. H. Riedel. Stahl
•i. Eisen, 74, 1954, S. 1300—1303.
СЕРА
1185
пределение сульфидных включений оказывается значительно менее тон-
ким. Наилучшие .результаты получены при выплавке автоматной
кипящей стали в томасовских конвертерах. Этот факт, возможно, связан
с ухудшением обрабатываемости, вызываемым уже незначительным со-
Рис. 943. Влияние массы слитка на ликвацию в литой стали
со средним химическим составом: 0,06*/е С; 0,06% Р; 0,043% S
Ino Р. Oberhoffer. Stahl u. Eisen, 47, 1927, S. 1782—1783]
держанием кремния (рис. 944). Кремний увеличивает также число вклю-
чений и отношение их длины к ширине, что снижает обрабатываемость
(рис. 945). Нужно также иметь в виду, что более хрупкий, хотя и не
твердый, феррит обрабатывается легче. Фосфор и азот также вызывают
хрупкость, что и служит причиной лучшей обрабатываемости томасов-
ской стали по сравнению с мартеновской. Обрабатываемость имеет мак-
75 Э. Гудремон, т. П
1186
ФОСФОР И СЕРА В СТАЛИ
симум при определенной величине включений; слишком крупные вклю-
чения, образующиеся при введении серы в ковш, а также очень мелкие
включения в успокоенной стали неблагоприятны. Вообще говоря, очень
трудно установить достаточно четкую зависимость между распределе-
нием включений и карбидов, величиной зерна стали и ее обрабатывае-
мостью, так как необходимо принимать во внимание также состояние
обрабатываемой поверхности, стой-
кость инструмента, скорость реза-
ния, различия между токарной об-
' Обрабатываемость
резанием
Рис. 944. Изменение обрабатываемости сня-
тием стружки при увеличении содержания
кремния в бессемеровской автоматной стали
с 0,06% С; 0,95% Мп; 0,10% Р и 0,20% S
(AISI В-1112). Индекс 100 соответствует об-
рабатываемости стали AISI В-1111 [по
L. Н. van Vlack. Trans. Amer. Soc. Met., 45,
1953, p. 741—757 о проведении опытов по об-
работке резанием см. F. W. Botilger,
Н. L. Shaw а. Н. Е. Johnson . Trans. Amer.
Soc. Meeh. Engrs., 71, 1949, p. 431]
Отношение длины включений к толщине
Рис. 945. Изменение обрабатываемости реза-
нием в зависимости от формы включений
бессемеровской автоматной стали с 0,08% С;
0,9% Мп и 0,3% S [по L. И. van Vlack.
Trans. Amer. Soc. Met., 45. 1953, p. 741—757}
работкой, сверлением, фрезерованием и т. д. Таким образом, необходи-
мо дальнейшее изучение отдельных факторов.
При отливке кипящей мягкой автоматной стали в изложницы с гор-
ловиной слиток застывает по всему сечению почти так же, как и слиток
Рис. 946. Влияние содержания серы в плавке и развеса слитка на содер-
жание серы в нижией части слитка автоматной стали 9S20 [по
Н. Buchhaltz. Сообщение при обсуждении работы И. Hoff. Stahl u.
Eisen, 71, 1951, S. 1293—1310]
спокойной стали. Только в этом случае зона газовых пузырей распрост-
раняется вплоть до поверхности слитка и во время прокатки и обработки
очень легко возникают поверхностные пороки *. Кипящую, а также и
спокойную автоматную сталь разливают в малые слитки. Улучшение
распределения серы в результате этого показывает рис. 946. Тем не ме-
нее во всех случаях верхняя и нижняя части слитка еще сильно разли-
чаются по содержанию серы, поэтому их часто используют раздельно,
’ И. Kniippel и. К. Е. Mayer. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 1292—1299.
СВИНЕЦ В СТАЛИ
1187
для различных целей Стремление к получению наиболее равномерно-
го распределения серы по слитку привело к изготовлению частично ус-
покоенной стали. Так как сера сама по себе в некоторой степени являет-
ся раскислителем, при ее введении реакция кипения в процессе застыва-
ния стали ослабляется. Этих замечаний, по-
жалуй, достаточно, чтобы показать, что про-
изводство хорошей автоматной стали, т. е.
стали умышленно загрязняемой, требует
особого опыта.
Практически влияние сернистых включе-
ний можно заметить по значительно худшей
обрабатываемости очень чистой электроста-
ли по сравнению с мартеновской.
Влияние серы, способствующей появле-
нию сварочных трещин в высококачествен-
ной стали, было уже отмечено выше (см.
рис. 938). Магнитные свойства железа сни-
ние. 947. Влияние фосфора н серы
иа потери на гистерезис железа [по
N. A. Ziegler. Metal Progr., 24.
1933, Okt. p. 26—29]
жаются уже при незначительном количест-
ве серы (рис. 947). В динамной и трансфор-
маторной стали содержание серы должно
быть меньше 0,01%. Заслуживает упомина-
ния также вредное действие серы на процессы
образования окалины
вследствие сильного разъедания по границам зерен, что проявляется
при одновременном присутствии серы и кислорода.
Р. Свинец в стали
Взаимная растворимость железа и свинца в жидком состоянии край-
не незначительна; в твердом же состоянии растворимость практически
отсутствует 1 2. Поэтому точки превращения железа или стали и их свой-
ства при введении свинца не изменяются. И все же свинец применяют
для присадки в автоматную сталь 3. Предполагается, что свинец, точка
кипения которого 1740°С (окиси свинца ~1500°С), находится в сталь-
ной ванне в парообразном виде и вследствие этого в твердом состоянии
распределяется в виде весьма тонкой суспензии. В содержащих свинец
автоматных сталях нет никаких видимых включений, если содержание
свинца составляет 0,2—0,5%. Только при повышенном содержании свин-
ца в структуре обнаруживается присутствие отдельных его включений.
Несмотря на это обработка резанием облегчается уже при содержании
0,07% РЬ и притом независимо от содержания других легирующих эле-
ментов (табл.250).
Причина такого влияния свинца недостаточно ясна. Так же как и
в случае автоматных сталей с серой, стружка получается более корот-
кая, особенно в мягких сталях. При добавке свинца как в нелегирован-
ную сталь, так и в автоматную сталь, содержащую серу, процесс снятия
стружки, качество поверхности и вид стружки улучшаются. Можно пред-
положить, что это происходит вследствие уменьшения сопротивления
1 Н. Hoff. Stahl u. Eisen, 71, 1951, S. 1293—1310.
2 Е. Isaak ц. G. Tammann. Z. anorg. allg. Chem., 55, 1907, S. 58^59: см. также
M. Hansen. Der Aufbau der Zweistoffegierungen, S. 716, Berlin, 1936 (русский перевод
M. Хансен. Структуры бинарных сплавов, 1941, стр. 686).
3 См. литературный обзор Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 17, 1943—1944, S. 65—76.
75*
Таблица 250. Влияние добавок свинца на истирание резца при обработке различных легированных сталей1
Химический состав, % Обработка Предел прочности Средняя ши- рина лунки от истирания8 при длитель- ности резания Условия резания
С si Мп р S Сг Мо Ni W V РЬ Мн’м* kTImm1 5 мин 10 мин подача» мм глубина резания, 1 мм скорость резания, mi мин
0,13 0,28 0,48 0,01 0,015 — — — — — — Прокатка 460 46 0,9 —
0,13 0,23 0,44 0,01 0,015 — — — — — 0,22 » 460 46 0,1 0,2
0,16 0,35 0,56 0,086 0,15 — — — — — — » 510 51 0,09 0,18 0,05 2,0 60
0,15 0,28 0,52 0,086 0,15 — — — — — 0,17 » 500 50 0,05 0,1
1,03 0,36 0,47 — — — — — — — Нормализация 1050 105 0,6 0,97
1,09 0,38 0,47 — — — — — — 0,49 » 1040 104 0,33 0,62
0,20 0,34 1,17 — — 1,31 0,28 — — — — Отжиг 600 60 0,09 0,25
Закалка 1250 125 0,37 0,85
0,19 0,27 1,17 — — 1,25 0,28 — — — 0,28 Отжиг 600 60 0,04 0,15
Закалка 1230 123 0,20 0,45
0,31 0,22 0,40 — — 2,86 — — 9,1 0,3 — Улучшение. 1270 127 0,5 1,15 0,05 1,0 25
0,31 0,33 0,35 — — 2,81 — — 8,6 0,3 0,28 » 1270 127 0,3 0,75
0,47 2,34 0,75 — — 15,3 — 13,2 2,27 — — Холодная ковка 1010 101 3,3 —
1020° С, веда 780 78 2,2 —
0,53 1,71 0,27 — — 15,0 — 13,3 2,12 — 0,16 Холодная ковка 1010 101 1,2 —
1020° С, вода 780 78 0,7 —
Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 17, 943- 944, S. 65 — 76. 2 Списание методики испытания: Н Opitz и. Е. Printz. Tehchng. Zbl. prakt. Metallbearb.,
48, 1938, S. Г74 — 779; 845 - 849.
СВИНЕЦ В СТАЛИ
1189
Таблица 251. Коэффициент трения мягкой стали с добавкой и без добавки свинца
по сравнению с закаленной быстрорежущей сталью
Химический состав, % Средний коэффициент трения, ц
с Si Мп Pb при смазке маслом при промывке бензином и по- стоянном удале- нии образующей- ся при истира- нии пылн при промывке бензином, но без удаления пыли, образующейся прн истирании
0,17 0,33 0,52 . — 0,083 0,131 0,486
0,17 0,33 0,52 0,26 0,095 0,185 0,433
трению между инструментом и материалом благодаря смазочному дей-
ствию частиц свинца, что считается существенным для облегчения сня-
тия стружки *. Однако с этим не согласуется тот факт, что при испыта-
ниях на износ именно склонность к
налипанию сталей, содержащих сви-
нец, была незначительна и что коэф-
фициент трения при высокой скоро-
сти скольжения почти не изменялся
(табл. 251). Очень важно отметить,
что температура резания большин-
ства изученных до сих пор сталей
при введении свинца понижается,
особенно в мягких сталях (рис. 948).
В противоположность сере до-
бавки свинца не изменяют механи-
ческих свойств стали при комнатной
температуре ни в продольном, ни в
поперечном направлении (табл. 252).
Однако при повышении температу-
ры испытания до 250—400° С в ста-
лях с добавками свинца удлинение,
сужение и ударная вязкость снижа-
ются по сравнению со сталями без
свинца1 2-3. Наибольшее снижение
Скорость резания, м[мин
Рнс. 948. Влияние добавок свинца на темпе-
ратуру резання различных сталей (состав см.
в табл. 252). Инструмент: твердый сплав SI
и Gl [по//. Schrader u. И. Schallbroch.
Technlk, 3, 1948, S. 97—104]:
а — мягкая сталь; б — автоматная сталь;
в — хромомолибденовая цементуемая сталь;
г — быстрорежущая сталь; д — аустенитная
сталь для клапанов; е — марганцовистая
сталь
соответствует точке плавления свин-
ца (327°С). С одной стороны, начи-
нающееся плавление тонкораспре-
деленных включений свинца может
само по себе ослаблять связи в ме-
таллической массе, а с другой сто-
роны, увеличение объема свинцовых
включений, связанное с плавлением,
может вызвать в окружающем ме-
талле различно направленные напряжения, которые и обусловливают
хрупкость. Этим обстоятельством можно также объяснить большую
хрупкость стружки при резании 4.
1 См. сн. 2 на стр. 1184.
2 Т. Swinden. J. Iron Steel Inst, 148, 1943, p. 441—460.
3 J. Woolman a. A. Jacques. J. Iron Steel Inst., 165, 1950, p. 257—267.
4 H. Schrader u. H. Schallbroch, Technik, 4, 1948, S. 97—104.
Таблица 252. Механические свойства различных легированных сталей без добавок и с небольшими добавками свинца
Обозначение Химический состав, % Положение, форма и размеры образца Предел текучести Предел прочности •5 из II Относительное сужение, % Ударная вязкость - (DVM)
С Si Мп р S Сг Ni Мо РЬ Мн/м1 i J twixew 1 fe
Сталь мягкая 0,13 0,28 0,48 <0,01 0,015 _— — .— Продольный, диам. 40 мм 309 30,9 460 46,0 31,5 64 1,84 18,4
Поперечный, » 60 » 258 25,8 439 43,9 21,3 56 1,05 10,5
0,13 0,23 0,44 <0,01 0,015 -— —- — 0,22 Продольный, » 40 » 318 31,8 455 45,5 31,2 63 1,68 16,8
Поперечный, » 60 » 290 29,0 470 47,0 26,7 56 0,93 9,3
0,16 0,35 0,56 0,086 0,15 —— — — — Продольный, » 40 » 354 35,4 508 50,8 26,7 58 1,26 12,6
Поперечный, » 60 » 318 31,8 485 48,5 20,0 31 0,34 3,4
Сталь автоматная 0,15 0,28 0,52 0,086 0,15 .—_ — 0,17 Продольный, » 40 » 382 33,2 504 50,4 26,7 56 1,28 12,8
Поперечный, » 60 » 311 31,1 463 46,3 15,0 29 0,33 3,3
Цементуемая сталь 0,20 0,34 1,17 -— — 1,31 — 0,28 — Квадратный, 30 мм 1001 100,1 1297 129,7 13,3 51 1,21 12,1
Сг-Мо » 60 » 812 81,2 1232 123,2 13,8 54 1,17 11,7
0,19 0,27 1,17 -— — 1,25 .— 0,28 0,21 » 30 » 1034 103,4 1305 130,5 14,3 52 1,15 11,5
» 60 » 860 86,0 1234 123,4 16,2 56 1,10 11,0
Цементуемая сталь 0,17 0,30 0,54 — — 1,81 1,86 0,35 .— » 30 » 1116 111,6 1354 135,4 13,5 49 1,51 15,1
Cr-Ni-Mo » 60 » 1014 101,4 1306 130,6 15,5 54 1,50 15,0
9,16 0,21 0,49 _— - — 1,84 2,00 0,29 0,20 » 30 » 1150 115,0 1362 136,2 12,2 51 1,62 16,2
» 60 » 1073 107,3 1317 131,7 14,3 56 1,53 15,3
Сталь аустенитная) 0,47 2,34 0,75 — — 15,3 13,2 2,27 W — Продольный 480 48 831 83,1 31,5 30 — —
(для клапанов) / 0,53 1,71 0,77 — — 15,0 13,3 2,12 W 0,16 » 480 48 848 84,8 27,2 27 — —
* Все квадратные образцы продольные.
Таблица 253. Устойчивость при отпуске и производительность резания быстрорежущей стали с добавками и без добавок свинца
Химический состав, % Твердость HRC Стойкость, мин-сек t прн ско- рости резания1, м'мин
С Ст W Мо V РЬ закалено с 1250° С в масле отпущено прн. °C
25 0 300 400 500 550 600 650 700 12 13 14
0,76 4,3 11,1 0,8 1,5 64—65 61-62 59—60 59—60 63—64 64—65 61—62 57—58 48—49 62—00 48—00 33—50
0,71 4,0 11,2 0,8 1,4 0,11 64—65 60-61 59—60 60—61 63—64 64—65 61—62 57—58 48—49 62—45 48—40 34—35
* Резанию подвергалась улучшенная хромоникелевая сталь с пределом прочности 1 000 Мн'м* (100 кГ/мм2} с подачей мм и глубиной резания 5 мм.
СВИНЕЦ В СТАЛИ
1191
Свинец не изменяет устойчивости высоколегированных теплоустой-
чивых и быстрорежущих сталей прй отпуске, так что твердость и произ-
водительность резания остаются без изменения (табл. 253). Даже в из-
носостойкой марганцовистой стали свинец оказывает благоприятное
влияние на способность к снятию стружки. Отсюда можно было бы за-
ключить, что устойчивость этой стали против истирания при введении
свинца ухудшится. Однако при обработке снятием стружки условия, по-
видимому, существенно иные, чем при износе.
Прокаливаемость стали при добавке свинца почти не изменяется.
Некоторое уменьшение глубины прокаливаемости, а также чувствитель-
ности к перегреву можно в какой-то мере заметить только на чисто угле-
родистых сталях, в то время как в легированных сталях эти изменения
перекрываются обычными колебаниями состава !. Добавки свинца мало
влияют не только на пределы прочности и текучести, удлинение и суже-
ние, но и на ударную вязкость, на циклическую прочность (за исключе-
нием сталей с сильно повышенной прочностью) и на длительную проч-
ность 1 2. Равным образом свинец не меняет способности к старению
(табл. 254). Так как свинец не оказывает отрицательного влияния на
процессы закалки и улучшения обычных конструкционных и инструмен-
тальных сталей, он представляется универсальным средством, подобным
сере, для улучшения способности сталей любой прочности к обработке
снятием стружки 459>.
Таблица 254. Склонность к старению мягкой стали с добавкой
и без добавки свинца
Химический состав, % Место вырезки образца в слитке Без старения После старения1
с Si Мп РЬ твердость НВ ударная вязкость ударная вязкость
Мдж/м* кГ-м:'сяг твердость НВ Мдж'м? кГ-м1смг
; о,17 0,32 0,52 . Голова 133 1,50 15,0 156—160 0,63 6,3
Хвост 131 1,38 13,8 156—160 0,64 6,4
; 0,17 0,32 0,52 0,26 Голова 133 1,31 13,1 156—160 0,41 4,1
Хвост 131 1,37 13,7 156—160 0,43 4,3
1 — Холодная деформация 1 0% н отпуск при 200° С.
В одном отношении свинец вреден: при изготовлении и обработке
стали возникают ядовитые свинцовые пары. Поэтому изготовление ста-
лей, содержащих свинец, требует известных предосторожностей. Свинец
можно вводить в сталь как в виде металла, так и в виде соединений, на-
пример в виде окисла или фосфата свинца. В особенности подходит свин-
цовый блеск, так как он одновременно повышает содержание в стали
серы. Можно применять и сплавы свинца с сурьмой, висмутом, церием.
Присадки свинца нельзя давать в печь вследствие испарения. Свинец
должен также распределяться в стали возможно равномернее. Поэтому
целесообразно вводить его в форме зернышек величиной 1—2 мм в струю
1 Я. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 17, 1943—1944, S. 65—76.
2 См. сн. 3 на стр. 1189.
4Б9> Было показано [45], что введеине до 0,2% РЬ не оказывает влияния и на хрупкую проч-
ность низкоотпущениой высокопрочной стали. Следовательно, свинец можно использовать для
^улучшения обрабатываемости резанием и низкоотпущениой высокопрочной стали.
1192
ТИТАН В СТАЛИ
или в изложницу. Выделяющиеся свинцовые пары должны при этом
полностью удаляться вентиляцией. Угар свинца колеблется между 20 и
50%. При надлежащем введении распределение свинца равномерное,
Рис. 949. Свинцовые прожилки, появляющиеся на обрабатываемой поверхности благодаря
слишком высокому содержанию свинца в стали или благодаря его неравномерному
распределению
и сталь свободна от грубых включений, которые становятся заметными
большей частью только при значительном содержании свинца (свыше
5%), когда появляются характерные свинцовые прожилки (рис. 949).
С. Титан в стали
1. Система железо—титан
На рис. 950 показана часть диаграммы системы железо — титан,
в основу которой положены исследования. Тофауте и Бюттингхауза *.
Характерно сильное сужение у-области, которая достигает наибольшей
Рис. 950. Двойная система железо — титан [по G. F. Coms-
tock и. J. С. Southard. Metals Handbook, Amer. Soc. Met.,
Cleveland, 1948, p. 1219]
> W. Tofaute u. A. Butthinghaus. Arch. EisenhGttenw., 12, 1938—1939, S. 33—37.
ДИСПЕРСИОННЫЕ ТВЕРДЕЮЩИЕ (СТАРЕЮЩИЕ) ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
1193
протяженности при 1100° С и 0,65% Ti. Двухфазная а + у-область дохо-
дит при этой температуре до 0,75% Ti Богатый железом титанид, ко-
торому раньше приписывали состав FesTi ’, представляет собой фазу
Лавеса состава Fe2Ti с гексагональной решеткой2. Кроме Fe2Ti(e),
имеются еще титаниды FeTi (т]) и FeTi2. Соответственно титаниду Fe2Ti
в системе титан — кобальт 3 образуется титанид Co2Ti. Оба соединения
имеют гексагональную решетку, однако они не изоморфны. Богатая ни-
келем фаза в системе титан — никель также гексагональна, однако она
имеет состав NisTi. Фазы FeTi, CoTi и NiTi имеют кубическую объемно-
центрированную решетку с двумя атомами в элементарной ячейке и при-
мерно равный период решетки. Фазы FeTi2, CoTi2 и NiTi2 являются ку-
бическими гренецентрированными с 96 атомами в элементарной ячейке
и примерно равным периодом решетки. С понижением температуры рас-
творимость титана уменьшается, так что железотитановые сплавы соста-
ва от 3 до 7% Ti могут быть подвергнуты дисперсионному твердению4.
2. Дисперсионно твердеющие (стареющие)
титановые сплавы
В процессе дисперсионного твердения (закалка от 1250° С с 20-ча-
совым отпуском при 550° С) твердость стали с 7% Ti достигает твердо-
сти мартенсита (рис. 951). Дисперсионное твердение тем сильнее, чем
Рнс. 951. Старение сплава с 0,02% С;
2.15% Si, 0,98% Мп и 7,3% Ti после закал-
ки с 1250° С в воде [по R. Wasmuth.
Kruppsche Mh., 12, 1931, S. 159—178]
выше температура закалки. Так
как температура растворения ти-
танидов лежит очень высоко, то
после их растворения начинается
сильный рост зерен.
Введение других легирующих
элементов изменяет раствори-
мость титана: никель и кремний.
Продолжительность отпуска, и
Рис. 952. Влияние содержания никеля
иа дисперсиоииое твердение, вызы-
ваемое титаном при 500° С после за-
калки в воде с 1000° С [no R. Wasmuth
Kruppsche Mh., 12, 1931, S. 159—178]
ее уменьшают, в то время как марганец и алюминий почти не оказыва-
ют влияния. Хром, начиная с 10%, также уменьшает растворимость ти-
’ W. Р Roe a. W. Р. Fischel. Trans. Amer. Soc. Met., 44, 1952, p. 1030—1046.
5 H. Witte u. H. J. Wallbaum. Z. Metalikde, 30, 1938, S. 100—102.
3 P. Dumez a. J. L. Taylor. J. Metals, 2, 1950, S. 1173—1176.
4 См. об этом W. Kroll. Metailwirtsch., 9, 1930, S. 1043—1045, а также R. Wasmuth. Arch.
Eisenhiittenw., 5. 1931—1932, S. 45—46; Kruppsche Mh., 12, 1931, S. 159—178.
1194
ТИТАН В СТАЛИ
тана. При добавке никеля и кремния дисперсионное твердение наблю-
дается уже при низком содержании титана, как это показано, напри-
мер на рис. 952. При этом еще не ясно, не вызвано ли это влиянием до-
бавляемого элемента на состав и степень дисперсности выделений.
В особенности это следует ожидать в случае добавок никеля.
Остаренные сплавы очень хрупки. Для них характерна низкая удар-
ная вязкость при очень высоком отношении предела текучести к пределу
прочности. В сплавах, способных к сильному пересыщению (например,
•3% Ti, 6% Ni), это приводит к тому, что предел текучести и предел проч-
ности уменьшаются, так как образец разрушается преждевременно, без
заметной пластической деформации. В менее пересыщающихся сплавах
.(например, 1% Ti, 3% Ni) при дисперсионном твердении происходит
также увеличение пределов текучести и прочности при очень хорошем их
Рнс. 953. Влияние скорости охлаждения на дисперсионное
твердение хромоникелевой стали с титаном состава 0,15% С;
8,4% Ni; 17,5% Сг и 3,6% Ti при 500° С после закалки с
1250° С [по 7?. Wasmuth. Kruppsche Mh., 12. 1931, S. 159—178]
соотношении. Ударная вязкость становится несколько выше, но все же
температура крутого падения ее сдвигается более чем на 100° С.
Так как никель и кобальт расширяют у-область, то сплавы железо —
никель — титан и железо — кобальт — титан оказываются подобными
•сплавам железо — кобальт — молибден и железо — кобальт — вольфрам
в смысле хода повышения твердости при обычной закалке на мартенсит
и*яри дисперсионном твердении (см. стр. 935). Однако тройные систе-
мы изучены еще недостаточно обстоятельно. Поэтому области сплавов
•ферритных, полуферритных, аустенитных и подвергающихся полному
превращению пока четко не разграничены. Все же исследование тройной
системы 1 железо — вольфрам — титан показывает, что е-титанид и
вольфрамид образуют непрерывный ряд твердых растворов, так что
в стареющих железовольфрамовых сплавах возможна замена вольфрама
титаном.
Тот факт, что добавки никеля, а также хрома уменьшают раствори-
мость титана в «-растворе, используется для дисперсионного твердения
стали 18/8 за счет титана (рис. 953). Однако сильное сужение титаном
у-области вызвало существенные изменения в структуре этих сталей. При
добавлении 0,8% Ti уже появляется 6-феррит, а если титана больше 3%,
то структура становится близкой к чисто ферритной. После старения
1 R. Vogel u. R. Ergang. Arch. Eisenhflttenw., 12, 1938—1939, S. 149—153.
Таблица 255. Изменение коррозиэНнэй спЬйкосМ'л хртмзНжёЛебыХ сгйалей вследствие выделения тшпанидов*
Химический состав, % Термическая обработка Твер- дость НВ Потеря веса, г/(мг-ч)
с Сг NI Ti азотная кислота уксусная кислота (плотность 1,06) соляная кислота (холодная плотность, I .017) Серная кислота (холодная плотность, I,002)
плотность 1 ,04 плотность 1 ,23
холодная Кипящая холодная кипящая холодная кипящая
0,12 18,0 8,5 1050° С, вода 0,00 0,00 0,00 0,03 0,00 0,05 0,00 0,00
0,34 13,7 8,45 — Закалка — 0,05 0,20 0,07 ~4 0,05 Не опре- деляли -3 Не опре- деляли
0,1 18,0 8,1 2,16 1150° С, вода 1150° С, вода; 24 ч, 450° С 211 306 0,03 0,006 0,03 0,04 0,004 0,007 0,16 0,24 0 0,004 1,22 0,84 1,77 10,5 0 1,6 (85)
0,12 1 18,0 Н. Bent 7,8 iek u. P 3,02 Schafn 1200° С, вода; 7 ч, 500° С leister. Arch. ElsenhCtter iw., 5, 0,02 S3I—1S32, 0,27 S. 61 Б—62 0,01 D. 1,05 2,4 0,5
Таблица 256. Магнитные свойства сплавов железо — кобальт — никель с титаном
Химический состав, % Коэрцитивная сила HQ Сстаточная индукция В_ Магнитная энергия (Е^)макс
Со NI А1 Ti ка,'м э тл гс ктл^а'м) гс-э
27,2 17,7 3,7 6,7 65,6 820 0,715 7150 16 2,0-10®
28 16 — 11 66,4 830 0,75 7500 — —
25,6 14,3 — 13,5 52 650 0,61 6100 * —
24,3 13,6 4,5 12,8 60 750 0,72 7200 — —
1196
ТИТАН В СТАЛИ
структура становится настолько гетерогенной, что сопротивление корро-
зии ухудшается (табл. 255), так что желаемая цель не достигается.
В рассмотренных титановых сплавах наибольшее повышение твер-
дости после отпуска достигается только в случае резкой закалки (в воде
или масле).
Дисперсионное твердение с выделением титанидов нашло полезное
применение в жаропрочных аустенитных сталях и в сплавах тяжелых ме-
таллов (см. стр. 918 и табл. 194). При закалке от 1100—1250° С и от-
пуске при 750—800° С эти сплавы упрочняются. В таком состоянии они
обладают хорошей длительной прочностью при 750—850° С при сроке
службы до 1000 ч. При очень длительном нагружении (при 750° С) они
становятся особенно хрупкими, и длительная прочность их падает.
В сплавах на хромоникелевой основе с добавкой кобальта (примерно*
от 50 до 60% Ni и от 10 до 20% Сг) хрупкость увеличивается с выдерж-
кой очень немного по сравнению со сплавами без кобальта; особенно хо-
рошую длительную прочность эти сплавы имеют при 850° С (см.
стр. 951). Обработка их состоит в закалке (от 1150—1250°С) и много-
кратном отпуске при 1050—950° С.
Титан применяют в сплавах для постоянных магнитов. Сюда отно-
сятся предложенные Хонда кобальтоникелетитановые сплавы *, хими-
ческий состав и магнитные свойства которых приведены в табл. 256. Все
же эти сплавы не могут конкурировать со сплавами типа алнико (см.
стр. 1038); кроме того, присутствие титана тормозит достижение пред-
почтительной магнитной ориентировки при охлаждении в магнитном
поле, а также предпочтительной кристаллизации из жидкого состояния.
Все же титан как добавка к сплавам алнико имеет значение в двух слу-
чаях. Во-первых, большие добавки титана вообще повышают коэрцитив-
ную силу за счет снижения остаточной индукции и магнитной энергии.
Такие сплавы требуются в тех случаях, когда магниты испытывают силь-
ное размагничивание, например в динамомашинах и электродвигателях.
В табл. 257 приводится химический состав титансодержащих сплавов
Таблица 257. Магнитные свойства титансодержащих сплавов типа алнико
Обозначение Химический состав, % Коэрцитивная сила Нс Остаточная индукння Вг Магнитная энер- ГИЯ (ВН)макс.
Со NI А1 Си Ti кам 3 тл гс ктл-(а!м) гс-э
Алнико 400 К 24—25 15—16 8-9 4 1—3 56 700 1 10000 28 3,5
Алнико 300 20—21 18—19 9—10 4 1—2 64 800 0,9 9000 24 3
Алнико 250 23—24 18—19 8—9 3,5 5—7 80 1000 0,65 6500 20 2,5
алнико с повышенной коэрцитивной силой 46О). Во-вторых, весьма ценны
добавки титана в количестве нескольких десятых процента в сплавы,
алии и алнико для связывания углерода 1 2.
1 К. Honda, Н. Masumoto u. Y. Shirakawa. Sci Rep. Tdhoku Univ., 23, 1934—1935, p. 365—373.
В настоящее время сплав с 15% Ni; 8% Al; 35% Со; 4% Си и 5% Ti предусмотрен в на-
шем стандарте (ГОСТ 9575—60). У него гарантируется коэрцитивная сила 87 ка{м (-^1100 э) и
остаточная индукция 0,8 тл/(8000 гс). Для других сплавов с титаном (например, ЮНДК24Т2) га-
рантируются несколько более высокие свойства, чем указанные в табл. 257. Кроме того, наме-
чается возможность получения направленной кристаллизации и у сплавов с титаном за счет
вторичной рекристаллизации и введения некоторых добавок (ниобия, хрома, марганца и др.).
2 В некоторых сплавах такая присадка титана вызывает уменьшение хрупкости и рост
прочности. Прим. ред.
ТИТАН В УГЛЕРОДСОДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА
1197
В чистых железотитановых сплавах путем дисперсионного твердения
можно поднять коэрцитивную силу до ^ка/м (50э),однако эти сплавы не
имеют практического значения.
3. Титан в углеродсодержащих сплавах железа
На рис. 954 показана проекция диаграммы железо — титан — угле-
род в области, ограниченной титанидом железа (Fe2Ti), карбидам тита-
на (TiC), цементитом и железом. Титан является чрезвычайно сильным
.карбидообразующим элементом. Даже при относительно низком содер-
жании титана наряду с цементитом встречается уже карбид титана TiC.
'По карбидообразующей способности титан сходен с ванадием. На
рис. 955 видно, что при большом содержании титана появляется еще
титанид Fe2Ti.
Границы фазовых областей для а-раствора и для смеси а-раство-
ра + РезС даны на рис. 955 приблизительно, потому что эти области
изучены еще недостаточно. В соответствии с поведением сталей, легиро-
ванных титаном, при закалке и отпуске надо считать, что карбид титана
встречается наряду с цементитом при еще меньшем содержании титана,
чем по рис. 955.
Исследования влияния титана на превращения не проводились. Надо
полагать, однако, что титан, подобно ванадию, когда карбиды титана
растворяются не полностью, будет повышать критическую скорость ох-
лаждения. Соответственно этому влияние титана на прокаливаемость
сталей с 1 % С типично для карбидообразующих элементов (рис. 956).
Так же как и у ванадиевых сталей, с повышением температуры закалки
твердость растет соответственно количеству карбидов титана, перешед-
ших в раствор 461>. Совершенно аналогично повышается температура на-
чала укрупнения зерна. Растворимость карбида титана в у-фазе, очевид-
но, меньше, чем карбида ванадия: в сталях с 1 % С, у которых отношение
€ : Ti превышает 1 :4, даже при самых высоких температурах закалки
наивысшая твердость не достигается. Следовательно, углерод переходит
в раствор еще неполностью. Поэтому основная масса ведет себя как
сталь с более низким содержанием углерода, а карбиды влияют как
центры кристаллизации. Карбиды титана затрудняют рост зерна, так что
понижение критической скорости охлаждения из-за укрупнения зерна
может иметь место только в случае очень высокой температуры закалки.
Поведение титановых сталей при отпуске характерно для сталей со
•специальными карбидами (рис. 957). Чем выше была температура за-
калки, тем больше подъем твердости вследствие выделения титановых
карбидов. Наивысшая твердость достигается при одночасовом отпуске
•при 600° С. Изотермы отпуска показывают, однако, что при 600° С твер-
дость снова падает уже после одного часа (рис. 958).
Если отношение титана к углероду точно равно 4: 1, то весь титан
и углерод связываются в карбиде титана, из которого они почти не пе-
реходят в раствор даже при высокой температуре (1000°С). Поэтому
при закалке мартенсит не образуется, твердость низкая и при последую-
щем отпуске увеличения ее не наблюдается. Если отношение титана к
•углероду больше, чем 4 : 1, то избыток титана переходит в раствор, твер-
46’) Температуру перевода в раствор карбидов титана (и других очень стойких карбидов) ока-
-залось возможным [193] значительно понизить путем дополнительного введения в сталь 1,5—
-2,5% Мп. В этом случае титан (а также ванадий, ниобий, цирконий, тантал) повышает прокалн-
чзаемость.
1198
ТИТАН В СТАЛИ
Рис. 954. Проекция диаграммы
A. BUttinghaus.
Tofaute-
состояния железо — углерод — титан (но 1Г.
Arch. Eisenhiittenw., 12. 1938, S. 33—37]
Рис. 955. Сечения железного угла системы железо—титан—углерод при 1100; 800' и 700° С (по.
W. Tofaute и. A. BUttinghaus. Arch. Eisenhiittenw., 12, 1938, S. 33—37]
ТИТАН В УГЛЕРОДСОДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА
//99
Рис. 956. Изменение прокаливаемости
стали с 1*/»С в зависимости от содер-
жания титана н от температуры за-
калки. Образец диам. 28 мм [по
Е. Houdremont, F. К. Naumann и.
И. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 16,
1942—1943, S. 55-71]
Содержание титана, °А
Твердость НВ
Температура отпуска, °C
Рис. 957. Изменения твердости при отпуске иизкоуглеродистой стали с добавками
титана [по Е. Hodremont, F. К. Naumann u. Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 16.
1942—1943, S. 57—71]
Рис. 958. Изменения твердости в зависимо'сти от продол-
жительности отпуска при 500—650° С для стали с 0,35% С и
1,09%> Т1 после закалки в воде с 1280° С [по Е. Houdre-
mont. F. К. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 16, 1942—1943.
S. 57—71]
A 200
ТИТАН В СТАЛИ
дость после закалки получается низкая, но при отпуске она повышается
вследствие выделения титанидов. При отношении меньшем 4 : 1 в раствор
переходит избыточный углерод, а выше 1200° С — и часть карбида тита-
на. Твердость после закалки в этом случае растет с увеличением тем-
пературы закалки, возрастает и вторичная твердость при отпуске вслед-
ствие выделения карбидов титана.
Таким образом, особенности практического применения титановых
•сталей следующие. Так как уже небольшое содержание титана вызывает
при отпуске эффект старения, то предел текучести и предел прочности
конструкционных сталей можно повысить путем добавки в них титана,
на что впервые указал Матезиус Это проявляется на малоуглероди-
стой стали в прокатанном состоянии уже при небольшом содержании
титана. При введении титана в сталь (St 52) можно получить предел
текучести выше 400 Мн/м2 (40 кГ1мм2) и предел прочности выше
600 Мн/м2 (60 кГ/мм2), т. е. сталь типа St 60 (табл. 258). Благодаря низ-
кому содержанию углерода такая сталь в нормализованном состоянии
хорошо сваривается. Как следует из табл. 258, и в этом случае поведение
сталей, легированных титаном и ванадием, одинаково * 462).
Т а б л и ц а 258. Действие добавок титана и ванадия на механические свойства
строительной марганцовистой стали1
Химический состав, % Обработка Положение образца Механические свойства листов тол- щиной 50 мм (среднее из четырех значений)
С S1 Мп Ti или V предел текучести предел прочности удлинение Z0=5d, % сужение, %
Мн/м2 кГ!мм? Мн/м2 кГ/мм2
0,20 0,4 1,55 — Прокатка Вдоль Поперек 330 340 33 34 595 590 59,5 59,0 29,5 22,5 66 42
Нормализация Вдоль 390 39 600 60,0 31,8 71
(880° С, воздух) Поперек 380 38 601 60,1 25,2 52
0,20 0,47 1,47 0,14 Прокатка Вдоль 420 42 622 62,2 24,0 59
Ti Поперек 450 45 617 61,7 23,0 46
Нормализация Вдоль 430 43 621 62,1 28,5 66
(880° С, воздух) Поперек 430 43 624 62,4 27,8 61
0,18 0,47 1,50 0,10 V Прокатка Вдоль 430 43 620 62,0 27,0 68
Нормализация (880° С, воздух) » 440 44 615 61,5 29,2 68
1 Н. Neumeister u. Н. I. Winter. Stahl и. Eisen, 65, 1945, S. 1—9, 36—43 и. 68—77.
Добавка титана к более высоколегированным сталям может ухуд-
шить прокаливаемость, а также закаливаемость из-за связывания угле-
родаг Когда количество титана более чем в четыре раза превосходит
количество углерода, сталь вообще не закаливается. Это обстоятельство
иногда используют в технике. Например стали с 3—5% Сг, устойчивые
против водорода, сравнительно сильно закаливаются на воздухе, что
1 DRP 408668, 1921; DRP 606791, 1927.,
462) В Советском Союзе сталь, предназначенная для сварных конструкций, должна (по
ГОСТ 5058—57) дополнительно раскисляться титаном и алюминием. Кроме того, разработаны и
применяются сталь с титаном марки 15ГДЮТ с 0,15% С; 1,5% Мп; 0,4% Си; 0,12®/© Ti, 0,08% Al и
такая же сталь без меди 15ГЮТ [5].
ТИТАН В УГЛЕРОДСОДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА
1201
неприемлемо при сварке этих сталей. Добавка титана практически уст-
раняет опасность такой закалки (см. табл. 262). При диффузионном
хромировании также полезны добавки титана (см. стр. 714, т. I). В нер-
жавеющих сталях титан, предотвращая выделение карбидов (см. стр. 667,
т. I), уменьшает межкристаллитную коррозию. При низком содержании
углерода количество титана должно быть достаточным для того, чтобы
связать и азот. Титан можно использовать и в тех случаях, когда для
изготовления безуглеродистых сплавов приходится применять загрязнен-
ную углеродом шихту. В дисперсионно твердеющих магнитных сплавах
титан предотвращает связывание молибдена или вольфрама и ухудше-
ние магнитных свойств (табл. 259).
Таблица 259. Влияние повышения содержания углерода и добавки титана
на магнитные свойства железокобальтвольфрамового сплава, подвергнутого
дисперсионному твердению (обработка 1200° С, вода, отпуск при 600° С
различной продолжительности в зависимости от состава сплава)
Химический состав, % Кокильное литье Литье в землю
С w Co Ti коэрцитивная сила Нс остаточный маг- нетизм вг коэрцитивная сила Нс остаточный маг- нетизм вг
ка(м 3 тл гс ка/м 3 тл гс
0,05 18 12 19,6 245 1,08 10800 19,5 244 0,89 8900
0,5 18 12 — 9,68 121 0,91 9100 10,8 136 0,81 8100
0,5 18 12 2,0 17,9 224 0,965 9650 20,0 251 0,89 8900
Кроме перечисленных случаев, титан в настоящее время не находит
никакого применения в обычных инструментальных или конструкцион-
ных сталях 463>. Можно, однако, думать, что повышение титаном стойко-
сти против отпуска удастся использовать в быстрорежущих и жаропроч-
ных сталях. С быстрорежущими сталями опыты в этом направлении
предпринимались часто, однако до сих пор титансодержащие стали почти
не нашли практического применения. Добавки титана около 0,1% умень-
шают чувствительность к перегреву «троечных» сталей ABC III (3% W;
3% Мо; 3% V) и сталей с 10% W.
Добавка титана улучшает жаропрочность *. Правда, не во всех
еще случаях твердо установлено, происходит при этом выделение карби-
дов и нитридов титана или же выделяются титаниды железа и других
легирующих элементов. При повышенном содержании титана выделяют-
ся титаниды, при пониженном, по-видимому, тоже, потому что карбиды
титана переходят в раствор только при очень высокой температуре.
В нелегированных и низколегированных хромомолибденовых сталях су-
щественное повышение предела ползучести наблюдается только при со-
держании титана больше 1% (табл. 260). Приводимые в этой таблице
цифры определены для сталей, отожженных на минимальную твердость.
Путем охлаждения от повышенных температур на воздухе или в масле,
а в данном случае и в воде, и при снижении температуры отпуска дли-
*") В Советском Союзе легированная титаном сталь 5ХНТ используется для мелких молото-
вых штампов вместо стали БХНМ, легированной молибденом. При изготовлении крупных штампов
она уступает стали 5ХНМ по прокаливаемости, устойчивости против отпуска, прочности при по-
вышенных температурах и отпускной хрупкости.
1 Е. Houdremont u. G. Bandel. Arch. Eisenhiittenw., 16, 1942—1943, S. 85—100; Techn. Mitt.
1 Krupp., Forschungsber., 5, 1942, S. 260—272.
76 Э. Гудремон, t. II
Т а б л и ц а 260. Повышение предела ползучести nb DVM углеродистой и низколегированной стали при легировании титаном
Сталь Химический состав, % Термическая обработка ; —f Испытание на растяжение при -20° С Ударная вяз- кость по DVM Предел ползучести по DVM
с SI Мп Сг Ti C:Ti предел текучести предел прочности удлинение (70 = 5d), % сужение, % Мдж,м2 \ 3 к? 500° С 600° С
Мн!м2 кГ/мм2 Мн'м2 кГ1мм? Мн'м2 кГ!ммг Мн'м2 кГ1мм*
0,06 — — — 0,09 1:1,5 2 1000° С, воздух; ч, 700° С, воздух 300 30 410 41 36 71 2,5 25 60 6 —
0,10 —— — — 0,38 i :3.8 То же 360 36 460 46 37 80 2,9 29 50—80 5—8 ——
С — Ti 0,09 — — — 0,81 1:9 » » 1 50 15 390 39 38 66 0,6—1 ,3 6—13 103 10,3 — _—
0,08 — — — 1,13 1:14 2 ч, 700° С, воздух 300 30 470 47 29 53 — 180 18 —— —
0,10 — — — 2,12 1:21 То же 270 27 470 47 27 68 0,1—0,2 1—2 182 18,2 —• —
0,22 — — — 0,28 1:1,3 2 1000° С, воздух; ч, 700° С, воздух 360 36 32 490 49 33 70 1.6 16 48 4,8 — —
0,20 —— — — 0,67 1:3,3 То же 320 470 47 32 79 2,7 27 79 7,9 — ——
— Т1/ 0,18 —_ — 0,75 I :4 » » 230 23 460 46 31 74 * ,7 17 89 8,9 — —
0,19 —. — 2,09 1:11 » » 240 24 460 46 33 69 0,2—0,5 2—5 174 17,4 — —
0,17 — — — 2,76 i: 16 » » 290 29 490 49 . 30 60 0,4—0,8 4—8 206 20,6 — —
0,09 — — 3,3 0,13 1:1,9 2 1050° С, воздух; ч, 750° С, воздух 500 50 6Ю 61 24 74 2,4 24 89 8,9 71 7,1
0,09 0,32 0,30 3,36 0,35 1:4 2 1050° С, масло; ч, 650° С, воздух То же 650 65 760 76 19 73 2,2—2,3 22—23 ПО 11 — —
Сг— 0,18 0,35 0,40 3.1 0,30 1:1,7 650 65 760 76 17 1 ,3—1 ,5 13—15 139 13,9 —- —
TI 1 0,21 0,35 0,42 3,14 0 ,65 1:3,1 1050° С, воздух; 310 31 580 58 28 I ,8—1 ,9 18—19 133 13,3 — —
2 ч, 650° С, воздух
0,21 0,31 0 .41 3,11 1,05 1:5 1050° С, масло; 410 41 550 55 23 1 ,5—1,6 15-16 235 23,5 — —
2 ч ,650° С, воздух
0,17 0,35 1 Л4 0,84 1:5 1050® С, масло; 440 44 540 54 231 11 ,5—1 ,6 15—16 270 27
с- I 2 ч, 600° С, воздух Н. о.
Мп-TI7 0,13 0,32 i ,76 1,00 1:8 То же 590 59 700 70 1 71 10,2—0,3 2-3 430 43 —
0,06 0,36 1 .47 — 0,58 1:10 » » 480 48 570 57 241 (0,3—0,4 3-4 320 32
Мо
0,31 0,27 1 ,28 1,6 — — 2 930° С, воздух; ч, 680° С, воздух 740 74 910 91 19 65 1 ,6 16 339 33 — —
0,32 0,47 0,80 1 ,5 0,94 — 1050° С, воздух; 820 82 900 90 16 55 0,6 6 380 38 — —.
3—Сг— 2 ч. 670° С. воздух
Мо—Ti 0,32 0,50 0,37 1 .5 0,93 — 2 1050° С, воздух; ч, 610° С, воздух 690 69 830 83 16 51 0,8 8 250 25 — —
0,25 0 ,43 0,37 I ,5 0,45 — То же 680 68 820 82 18 61 0,9 9 260 26 — —
Примечание. Н. о. — не определялись.
ТИТАН В УГЛЕРОДСОДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА
1203
тельную прочность можно поднять еще выше. Для сталей с содержанием
от 0,10 до 0,15% С и от 0,8 до 1 % Ti после воздушного охлаждения пре-
дел ползучести DVM составляет 350—400 Мн/м2 (35—40 кГ/мм2). Надо,
однако, отметить, что интервал отпуска, при котором еще можно достичь
хорошей ударной вязкости при столь высоком пределе ползучести, весьма
узок. Добавкой титана можно увеличить длительную прочность также и
при температурах до 600° С. Эти выводы, однако, покоятся в основном на
результатах кратковременных опытов. Незакономерный ход кривых пол-
зучести даже за короткое время испытания позволяет заключить, что
при высоком пределе ползучести стали протекают процессы выделения
0 Ю0 200 300 <М 500 600 700 О Ю0 200 300 400 500 600 700
Температура отпускало
Рис. 959. Изменение механических свойств в зависимости от температуры
отпуска для стали с 0,12% С; 0,39% Si; 0,55% Мп; 0,66% Мо н 0,5% T#
после охлаждения с 1100е С в воде и на воздухе
и фазовой перестройки, которые могут существенно изменить ее поведе-
ние в условиях долговременного нагружения. Однако результаты долго-
временных испытаний также показывают превосходство сталей, леги-
рованных титаном, как хромомолибденовых ’, так и бористых с 0,03% G,
0,3% Ti и 0,03% В* *. Бористые стали превосходят молибденовые с
0,5% Мо до 550° С и приближаются к более легированным хромомолиб-
деновым сталям.
Представление о поведении легированных титаном сталей после от-
пуска дает рис. 959. Высокий предел прочности и предел текучести мало
изменяются при отпуске до 600 и даже до 650° С (а частично происходит
даже некоторый подъем вследствие старения). Соответственно при этом
низка ударная вязкость. Глубину улучшения по сечению следует считать
хорошей, так как на образцах диаметром 20 и 90 мм, а также после
воздушного и после водяного охлаждения предел текучести и предел
прочности почти не различаются. В горячем состоянии после воздушного»
охлаждения от 1200° С предел текучести и предел прочности имеют высо-
кие значения до 600° С (рис. 960). Такая повышенная жаропрочность
сохраняется и при длительных испытаниях, причем предел ползучести по>
DVM составляет при указанной обработке от 200 до 300 Мн/м2 (20—
1 См. сноску’ на стр. 1201.
* G. F. Comstock. Iron Age, 163, 1949, № 24,- р. 90—92; Metal Progr, 56, 1949, Ле» 1,. p. 67— 7k
76*
1204
ТИТАН В СТАЛИ
30 кГ/мм2) при 500° С. Такого рода сталь благодаря добавке титана чрез-
вычайно устойчива против водорода вплоть до 600° С. Недостатком
является ее' малая вязкость в состоянии наибольшей прочности.
0 Ю0 200 300 600 500 600 700
Температура испытания, °C:
Рис. 960. Механические свойства при по-
вышенных температурах стали с 0,12% С;
0,39% Si; 0,55% Мп; 0,66% Мо и
после охлаждения с 1200° С иа
Продолжительность растяжения
Измельчение структуры в литом
состоянии при обработке стали титаном (0,1%) сохраняется и в леги-
0,5е/. T1
воздухе.
20 мин
В сталях с повышенным содер-
жанием хрома, никеля и молибдена
добавка титана также увеличивает
жаропрочность (табл. 260). Особен-
но значительно это увеличение в ау-
стенитных хромоникелевых сталях
(табл. 261), в никельхромовых спла-
вах (80% Ni; 20% Сг) и в никель-
хромокобальтовых сплавах (60%
Ni; 20% Сг; 20% Со) — см. табл.
194, стр. 917. В этих богатых нике-
лем сталях и сплавах повышение
длительной прочности основывается
на одновременном влиянии выделе-
ния титанидов никеля, соединений
алюминия, так как эти сплавы со-
держат до 0,5% алюминия. Из ау-
стенитных сплавов сплавы с 30% Ni,
15% Сг и 2% Ti (тинидур) при воз-
можных добавках молибдена и
вольфрама после соответствующего
старения обладают повышенной ус-
тойчивостью против ползучести до
700° €
рованных сталях, и иногда этим пользуются при получении стальных
отливок.
. , Таблица 261. Влияние титана на предел ползучести по DVM аустенитной
,, хромоникелевой и хромомарганцоеистой стали
Химический состав, % Предел ползучести по DVM при температуре, °C Предел прочности
С Si iMm Сг NI Ti 500 600 700 800 Л X | fe
Л =5 | fe *1 fe Л fe 5 X' fe
0,14 0,09 0,22 0,(10 ОД» 0,И 0;86 0у 60 0,81 0,81 1,14 2v79 т 0,33 0,55 0,75 0,80 0,77 17,6 18.7 17,4 18,0 17,1 17,0 13,6 9,3 9,1 8,5 8,9 36,7 30,5 42,8 ОД53 2,2 2,03 0,37 140 160— 180 1 1 1 1'1 00 132 150— 160 Ш 420 416 810 140 13,2 15—16 П,1 42 41,6 8,1 14 44 230 211 40 78 4,4 23 21,1 4,0 7,8 20—30 60 61 16 34 2—3 6 6,1 1,6 3,1 600 600 700 800 850 850 700 60 60 70 80 85 85 70
н 'Цементация. .Сильное карбидообразующее действие титана прояв-
ляется также да Цри цементации. В то время как при малой глубине це-
ментаций 'титан, согласно Гийе 1 и Гизену2, уменьшает глубину про-
1 L. Guillet. Mem. С. R. Trav. Soc. Ing. civ. France, 1904, p. 177—207.
. Г/2 ‘Д7. <(ii0sen. jDie Spezialstahle In Theorie un<i Praxis, S*. 18, Freiburg, 1909.
ТИТАН В УГЛЕРОДСО ДЕРЖАЩИХ СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА
1205
никновения углерода, при большей глубине цементации Количество
углерода в поверхностном слое повышается почти до 1,9% С (рис. 961).
При температуре цементации от 830 до 850° С; глубина проникновения
углерода не изменяется, при более высоких — заметно падает по мере
Рис. 961. Влияние титана на содержание углерода в поверхностном слое при це-
ментации в смеси древесного угля и углекислого барня [по Е. Houdremont и.
Н. Schrader. Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934—1935, S. 445—4591
увеличения добавок титана. По своему действию на цементацию титан
аналогичен таким элементам, как хром, вольфрам, ванадий и т. д. Как и
в вольфрамовых сталях, карбиды титановых сталей в наружном слое
сильно сфероидизированы (рис. 962). Далее,
Рис. 962. Образование карбидов
гитана в поверхностном слое це>
меитованиой титановой стали [по
Е. Houdremont u. Н. Schrader.
Arch. Eisenhuttenw., 8, 1934—1935,
S. 445-459]
титановые стали, как и стали, содержащие
вольфрам или ванадий, сохраняют мелко-
зернистость при перегреве во время цемен-
тации, особенно при добавке более 1 % Ti.
Так как титан вследствие связывания уг-
лерода в значительной мере уменьшает 'про-
каливаемость цементуемых сталей, то прак-
тического применения эти стали до сих пор
не нашли 464).
Устойчивость против водорода. Титан
как сильный карбидообразующий элемент
повышает устойчивость стали против дейст-
вия водорода под давлением. Здесь также
проявляется сходство с ванадием. Устойчи-
вость распространяется почти до 700° С, но
лишь в том случае, когда весь углерод свя-
зан в карбиде титана (рис. 963).
Чувствительность стали к растрескива-
нию под напряжением или щелочной Хруп-
кости (см. стр. 1113) может быть значитель-
но уменьшена благодаря добавке таких
карбидо- и нитридообразующих элементов,
как титан, тантал или ниобий (рис. 964). Стали разных марок, легиро-
ванные элементами, образующими специальные карбиды, менее чувст-
вительны к растрескиванию под напряжением по сравнению со стали-
464) В Советском Союзе широкое применение получили цементуемые стали с небольшим коли-
чеством титана (0,06—0,12%), в настоящее время стандартизованные как 18ХГТ и ЗОХГТ. Они об-
ладают меньшей чувствительностью к перегреву н более высокой ударной вязкостью, чем такие
же стали без титана.
1206
ТИТАН В СТАЛИ
ми, обработанными только алюминием, что указывает на роль углеро-
да. Так как титан связывает не только углерод, но и азот, то ясно, что
при соотношении титана к углероду, равном 4:1, полная устойчивость
будет достигаться не при .всякой термообработке.
Из всего вышесказанного вытекает, что в инструментальных сталях
представляет интерес измельчение зерна, уменьшение чувствительности
к перегреву и повышение устойчивости против отпуска при введе-
нии титана. У конструкционных сталей титан дает возможность уже при
Рис. ЬоЗ. Влияние титана на сужение попе-
речного сечения после отжига в водороде
30 Мн/м? (300 ат) 40 ч [по Г. К. Naumann.
Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 1, 1938,
S. 223—243]
Отношение ‘A Ti/'AC
Рис. 964. Влияние титана на стойкость стали
(с ~0,1% С и при различных условиях тер-
мообработки) в кипящем растворе нитратов
кальция и аммония (проба Джонса] (по
Е. Baerlecken u. JF. Hirsch. Stahl и. Eisen,
73, 1953, S. 785-789]
незначительных добавках повысить предел текучести. У жаропрочных
сталей также имеются не исчерпанные до сих пор возможности. В обла-
сти коррозионной стойкости сталей и сталей с особыми физическими
свойствами существенна способность титана связывать углерод, если от-
ношение титана к углероду больше, чем 4 : 1.
4. Замечания о влиянии титана
при производстве и обработке стали
Титан называют дезоксидирующим и денитрирующим элементом.
При добавлении от 0,1 до 1% Ti растворимость кислорода в жидком же-
лезе при 1600° С падает до 0,002—0,004%, но при увеличении содержания
титана до 5% она вновь сильно увеличивается *. Титан имеет то не-
приятное свойство, что, связывая азот, он тем самым увеличивает его
количество в стали, так что денитрация происходит лишь в случае высо-
кого содержания азота. При одновременном присутствии азота и угле-
рода образуются сложные соединения титана с углеродом и азотом
(карбонитриды); они образуют остроугольные включения, имеющие цвет
от желтого до красноватого. У стали, содержащей нитриды титана, поли-
руемая поверхность приобретает матовый вид. Это имеет значение,
857 R. L. Hadley a. G. Derge. J. Metals. 7, 1955, р, 55—60.
НИОБИИ И ТАНТАЛ В СТАЛИ
1207
особенно для нержавеющей стали 18/8 с титаном. Наряду с этим в стали,
содержащей титан, часто встречаются загрязнения в виде окислов тита-
на. Полезно влияние титана на измельчение структуры стальных фасон-
ных отливок.
Ввиду большого сродства титана к кислороду и азоту в литературе
иногда встречаются утверждения, будто бы вообще невозможно успеш-
ное изготовление безупречных сталей, легированных титаном. Вопреки
этому надо считать твердо установленным, что при тщательном предва-
рительном раскислении удается легко изготовить стали с высоким содер-
жанием титана. При плавке в электропечи можно вводить титан в печь.
Наиболее распространенным методом является присадка титана в ковш
под струю; усвоение сталью титана при этом доходит до 80%.
При сварке титан выгорает из присадочного металла, если сварка
ведется без применения защитного газа; поэтому для предохранения ста-
ли от разрушения по границам зерен применяют при сварке титансодер-
жащей стали 18/8 малоуглеродистые электроды, легированные титаном и
ниобием.
Более высокое содержание титана в сварочных электродах нежела-
тельно потому, что он ухудшает жидкотекучесть металла в сварном шве;
напротив, электроды с добавками титана около 0,1 % применяются часто,
так как они способствуют в известной мере удалению из шва кислорода
и азота. Окислы титана используются в обмазке на известковой основе
для сварочных электродов.
В заключение можно сказать, что титан во все большем объеме на-
ходит применение в черной металлургии.
Т. Ниобий и тантал в стали
На рис. 965 представлена диаграмма состояния железо — ниобий, а
на рис. 966 — диаграмма состояния железо — тантал. В обеих системах
область у сужена; при средних температурах (989—1220° С в системе
Fe — Nb, 974—1220° С в системе Fe — Та) из у-твердого раствора выде-
ляется 8-фаза. В системе железо — ниобий ей приписывается состав
РезПЬг. В системе железо — тантал s-фаза подробно не исследована.
Растворимость ниобия и тантала в a-железе больше, чем в у-железе,
однако она значительно меньше, чем растворимость вольфрама, молиб-
дена и титана. Уже при 0,5% Nb из а-раствора ниже 800° С выделяется
8-фаза. Эти выделения, в частности, повышают жаропрочность.
При введении ниобия в железоуглеродистые сплавы вначале обра-
зуется карбид, которому приписываются формулы NbC и Nb4Cs. По
всей вероятности, обе формулы представляют границы стабильной обла-
сти существования карбидной фазы, как и в случае ванадия (см.
стр. 828). Комплексные карбиды до сих пор не наблюдались в этой си-
стеме. При достаточно высоком содержании ниобия наряду с карбидом
появляется «-фаза. Из рис. 967 видно, что при содержании ниобия 1%
среди кристаллитов a-железа наблюдаются выделения FesNb2 до
~0,15% С; при большем содержании углерода он связывает весь нио-
бий. С повышением содержания углерода наряду с карбидом ниобия
выделяется цементит.
Изменение свойств, ниобиевых сталей при термической обработке
происходит вследствие выделения карбида ниобия и железониобиевого
1208
НИОБИИ И ТАНТАЛ В СТАЛИ
соединения. У углеродистых сталей с 1 % С при малых добавках ниобия
прокаливаемость уменьшается из-за связывания углерода в карбид нио-
бия, который нерастворим при обычной температуре закалки; некоторая
растворимость отчетливо заметна лишь только при повышенной
Содержание ниобии, 7. (атомн.)
Содержание ниобии, Л (по россе)
Рис. 965. Диаграмма состояния железо —
ниобий [noH. Eggers, V. Peter. Mitt. К-
Wilh. — Inst. Eisenforschg. 20, 1938, S. 199—
203; R. Genders, R. Harrison. J. Iron Steel
Inst., 140, 1939, p. 19-37]
Содержание тантола‘^(отонн)
Содержание топтало, 7. (по наосе)
Рис. 966. Диаграмма состояния железо — тан-
тал [по R. Gender, R. Harrison. J. Iron Steel
Inst.. 134, 1936, p. 173-212]
Рис. 967. Разрез тройной системы железо — ниобий — угле-
род параллельно стороне железо — углерод [по Н. Eggers,
W. Peter. Mitt. K.-Wilh.-Inst. Eisenforschg., 20, 1938,
S. 205—211]
НИОБИЙ И ТАНТАЛ В СТАЛИ
1209
(860° С) температуре закалки. Поэтому при дальнейшем повышении
температуры закалки прокаливаемость увеличивается. Ниобиевые стали
с увеличением содержания ниобия становятся все менее чувствительными
к перегреву.
При отпуске ниобиевой стали на процесс выделения карбида ниобия
часто накладывается выделение ниобида FesNb2, так что эти процессы
трудно разделить. Из рис. 968 видно, что если содержание ниобия более
чем в десять раз превышает содержание углерода, то максимум твердо-
сти лежит при 700° С; он объясняется выделением FesNb2. Вефер и Пе-
тер 1 считают, что точное положение этого максимума приходится на
Температура отпуска ° С
Рис. 968. Влияние температуры отпуска на твердость ниобиевоЛ и тантал-
ловоЙ стали. Закалка с 1300° С в воде; продолжительность отпуска 0,5 ч
[по Н. Bennek. Неопубликованные исследования]
650° С. Возрастание твердости обнаруживается и в сталях с более высо-
ким содержанием углерода, если только содержание ниобия превышает
содержание углерода более чем в десять раз. У этих сталей обнаружи-
вается некоторый подъем твердости между 300 и 500° С. У стали с
0,15% Си 0,5% Nb, в которой ниобий выделяется в виде карбида ниобия,
обнаруживается повышение твердости только между 300 и 500° С, но нет
максимума между 650 й 700° С. Вефер и Петер нашли, что в стали, в ко-
торой содержание ниобия превышает содержание углерода точно в во-
семь раз, наряду со слабым подъемом твердости при 300° С имеется ясно
выраженный максимум при 650° С. Таким образом, вопрос о температу-
ре наиболее интенсивного выделения карбидов еше не ясен. Некоторое
повышение твердости при 300—500° С можно приписать . как карбиду
ниобия, так и, быть может, какому-либо третьему соединению (нитриду
ниобия?); в последнем случае следует допустить, что выделение ниобида
железа и карбида ниобия происходит практически одновременно при
650—700° С.
Танталовые стали ведут себя при отпуске вполне аналогично ниобие-
вым (рис. 968). Устойчивый карбид ТаС заметно переходит в раствор
только выше 1100° С. В сталях с повышенным содержанием углерода
присадки тантала должны быть значительно больше, чем присадки нио-
1 Г. Wever u. W. Peter. Arch. Eisenhiittenw., 15, 1941—1942, S. 357—363.
1210
НИОБИИ И ТАНТАЛ В СТАЛИ
бия, для того чтобы при отпуске выделялось железотанталовое соедине-
ние, так как на связывание тантала в карбид расходуется большая часть
добавленного тантала.
Для того чтобы полностью связать углерод в форме карбида, необ-
ходимо, чтобы добавки ниобия были в 10—12 раз, а тантала — в 16—
18 раз больше содержания углерода. Как и титан, ниобий и тантал ис-
пользуются для связывания углерода в стали 18/8 с целью устранения
склонности к интеркристаллитной коррозии. Ниобий не обладает таким
большим сродством к кислороду, как тантал и, в особенности, титан. При
сварке устойчивых против коррозии сплавов с присадочным материалом,
О 5 10 15 20 25 30 35 СО
Отношение % То *Nb/7- С
Рис. 969. Влияние ниобия + тантала на
стойкость стали (с <0,1% С и прн раз-
личных условиях термообработки) в ки-
пящем растворе нитратов кальция н ам-
мония (проба Джойса) [no Е. Baerlecken
u. W. Hirsch. Stahl u. Eisen, 73, 1953,
S. 785-789]
содержащим ниобии, он не выгора-
ет, как например титан. По этой
причине большинство присадочных
материалов, используемых при свар-
ке сталей 18/8, содержит добавки
ниобия. В нелегированных и низко-
легированных сталях добавки нио-
бия и тантала в количестве, необхо-
димом для полного связывания уг-
лерода, значительно снижают чувст-
вительность к хрупкости под дейст-
вием щелочей (рис. 969) 465).
Вследствие связывания углеро-
да ниобий и тантал уменьшают за-
каливаемость стали при охлажде-
нии от температур ниже 1100° С.
Иногда это используется в хроми-
стых сталях, устойчивых к действию
водорода. Табл. 262 показывает
влияние ниобия (по сравнению с
титаном) на такого рода хромистые стали. Стали с соответствующим
содержанием ниобия можно после прокатки или после термообработки
охлаждать на воздухе без опасения сильно увеличить их твердость.
Однако ниобий и тантал не только обедняют углеродом основную ме-
таллическую массу, но и сужают у-область, поэтому при слишком вы-
соком их содержании стали легко становятся ферритными; в этих слу-
чаях измельчение зерна путем термообработки становится невозмож-
ным. При точном расчете легирующих добавок возможно, однако, све-
сти к минимуму восприимчивость к закалке, не превращая сплавы в
ферритные.
Иногда ниобий и тантал присаживают в быстрорежущие стали (см.
сталь М8 в табл. 199), но при этом каких-либо особенных преимуществ
не получается. Ниобиевые стали после закалки содержат значительно
больше остаточного аустенита, и они мягче ванадиевых (табл. 263). Мно-
гократным отпуском остаточный аустенит переводится в мартенсит, но
все же производительность таких сталей меньше по сравнению с обыч-
ными быстрорежущими сталями. Необходимо более детальное изучение
соотношений между ниобием и другими легирующими элементами, что-
465) В последнее время установлено сильное упрочняющее влияние малых добавок ниобия в
низколегированной строительной стали [5]. Это влияние уже реализовано, например, в новых оте-
чественных марках строительной стали: 15ХБ (0,12—0,18% С; 0,5—0,8% Мп; 0,4—0,7% Сг;
0,04—0,08% Nb) с пределом текучести 350 Мн/м2 (35 кГ[ммг), 12ХГ2Б (до 0,12% С, 1,2—1,5% Мп;
0,4—0,7% Сг; 0,04—0,08% Nb) с пределом текучести 400 Мн/м2 (40 кГ[мм2), а также в сталях марок
12Г2Б и 15Г2Б с таким же количеством ниобия.
Таблица 262. влияние Ьобавок tAutnMa и ниобия на механические свойства Хромистой стали 1
Химический состав, % Состояние Твердость HB Предел текучести Предел прочности Удлинение (на длине 50 мм}, % Сужение, % Ударная вяз- кость (проба Изода)
с Сг Ti Nb MhJm2 кГ/мм? Мн!мг кГ'мм? Мдж!м2 кГ-м]см*
0,10 5,44 После прокатки 375 1050 105 1270 127,0 5 12 0,38 3,8
0,10 5,44 —• — Отжиг 4 ч при 750° С, охлаждение на воздухе 153 520 52 650 65,0 26 74 1,63 16,3
0,11 5,41 0,75 — После прокатки 163 590 59 703 70,3 18 68 0,42 4,2
0,11 5,41 0,75 — Отжиг 4 ч при 750° С, охлаждение на воздухе 112 200 20 429 42,9 37 78 1,09 10,9
0,11 5,41 0,75 — Нормализация (охлаждение на воздухе после вы- держки 10 мин при 900° С) 112 200 20 436 43,6 44 79 1,94 19,4
0,09 5,62 — 1,04 После прокатки 192 690 69 780 78,0 16 62 1,02 10,2
0,09 5,62 — 1,04 Отжиг 4 ч при 750° С, охлаждение на воз- 112 230 23 436 43,6 29 78 1,87 18,7
0,09 5,62 — 1,04 духе Нормализация (охлаждение на воздухе после выдержки 10 мин при 900° С) 143 430 43 576 57,6 27 70 1,82 18,2
0,13 13,60 -—- — После прокатки 418 1040 104 1434 143,4 3 8 0,52 5,2
0,13 13,60 — — Отжиг 4 ч при 750° С, оклаждение иа воздухе 143 430 43 640 64,0 24 60 0,18 1,8
0,13 13,60 — — Нормализация (охлаждение на воздухе после вы- держки 10 мин при 900° С 241 820 82 1048 104,8 4 6 0,14 1,4
0,11 13,35 0,85 -—- После прокатки 126 250 25 445 44,5 25 70 0,17 1,7
0,11 13,35 0,85 Отжиг 4 ч при 750° С, охлаждение на воздухе 112 270 27 445 44,5 28 70 0,35 3,5
0,11 13,35 0,85 — Нормализация (охлаждение на воздухе после вы- держки 10 мин при 900° С) 112 250 25 450 45,0 33 75 0,52 5,2
0,10 12,42 —, 1,18 После прокатки 121 280 28 444 44,4 30 53 0,26 2,6
0,10 12,42 -—- 1,18 Отжиг 4 ч при 750° С, охлаждение на воздухе 116 260 26 454 45,4 31 65 0,64 6,4
0,10 12,42 — 1,18 Нормализация (охлаждение иа воздухе после вы- держки 10 мин при 900° С) 112 270 27 443 44,3 37 73 1,33 13,3
0,34 13,32 1,76 — После прокатки 143 344 34,4 535 53,5 25 55 0,05 0,5
0,34 13,32 1,76 — Нормализация (охлаждение на воздухе после вы- держки 5 мин при 1000° С) 124 310 31 523 52,3 27 53 0,26 2,6
0,58 13,32 2,13 — После прокатки 179 450 45 703 70,3 21 47 0,05 0,5
0,58 1 13,34 F. М. £ 2,13 lecket а. R. Fran Нормализация (охлаждение на воздухе после вы- держки 5 мин при 1000° С) ks. Trans. Amer. Inst. Mln. Met. Engrs., 113, 1934, p. 128—1 159 42. 390 39 583 58,3 26 51 0,07 0,7
1212
НИОБИИ И ТАНТАЛ В СТАЛИ
бы найти хороший состав для быстрорежущих сталей с ниобием 466). Тан-
тал добавляется преимущественно в вольфрамовые и вольфрамотитано-
вые спекаемые твердые сплавы.
Таблица. 263. Падение твердости быстрорежущей стали с ниобием
вследствие высокого содержания остаточного аустенита
Химический состав, % Твердость, HRC после закалки от температур, °C
с Сг W Мо V Nb 1000 1100 1200 1250
1,21 3,9 2,25 2,50 2,28 64—65 49—50 45—56 49—50
1,36 4,1 11,3 0,74 1,36 1,65 65—66 64—65 54-55 51—52
Выделение ниобида и карбида ниобия значительно повышает жаро-
прочность сталей и сплавов. При содержании меньше 0,1% С и ниобия
от 1 до 2% в малолегированных сталях после охлаждения от темпера-
туры выше 1200° С предел ползучести по DVM при 500—550° С достигает
30—500 MtijM* 1 (50 кГ]мм2) (табл. 264), но при закалке от обычных
в практике температур он значительно ниже. Имеются технологические
трудности изготовления сталей с пониженным содержанием углерода;
в сталях, в которых выделяется ниобид железа, ферритная структура
нежелательна.
Таблица 264. Влияние термической обработки на предел ползучести
по DVM при 500° С стали, содержащей примерно 2% Nb и 0,13% С1
Термическая обработка Сопротивле- ние ползуче- сти по DVM при 500° Термическая обработка Сопротивле- ние ползуче- сти no DVM при 500 °
Мн'м2 кГ/ммг Мн'м1 кГ/ммг
1300° С, вода; 600° С» 1 ч, воздух 520 52 1100° С, вода; 600° С, 1 ч, воздух 440 44
1300° С, воздух 420 42 1100° С, воздух 320 32
1200° С, вода; 600° С, 1 ч, воздух 480 48 1000° С, вода; 600° С. 1 ч, воздух 320 32
1200° С, воздух 340 34 950° С, воздух 220 22
1 W. Peter. Arch. Eisen hilt t enw., П >, 1941 950° С, воздух -1942, S. 364—368. 120 12
Согласно Петеру *, для достижения лучшей длительной прочности:
можно уменьшить содержание ниобия в сталях с очень малым содержа-
нием углерода, если одновременно снизить содержание серы до 0,01 или
даже до 0,005%. Это можно объяснить связыванием ниобия в сульфид,
ниобия. Для технических целей можно вводить и малые количества нио-
4М) По-видимому, для стали с ниобием должно быть изучено также оптимальное содержание
углерода. В последней американской классификации упоминаемая выше сталь М8 с 1,25% Nb не-
приводится. В отечественных нсследоваинях было установлено отрицательное влияние ниобня в>
быстрорежущей стали.
1 IF. Peter. Arch. Eisenhiittenw., 15, 1941—1942, S. 364—368.
НИОБИИ И ТАНТАЛ В СТАЛИ
1213
бия в богатые углеродом сплавы, если в них еще присаживается титан
для частичного связывания углерода. Этим путем можно в стали с
0,04% С, 0,33% Si, 0,44% Мп, 0,022% S, 0,21% Ti, 0,45% Nb и
0,04% Та после закалки от 1100°С в воде и двухчасового отпуска при
'600° С получить предел ползучести от 420 до 450 Мн!м2 (от 42 до
45 кГ]мм2) при 500° С. Ударная вязкость при этом значительно выше чем
у сплавов, богатых ниобием.
Таблица 265. Предел ползучести по DVM аустенитной стали
с ниобием и танталом
Химический состав, % Предел ползучести noDVMnpn темпера- турах, °C
с Si Мп Сг NI Nb Та 600 700 800
Мн/м1 кГ/мм* MhIm* кГ1ммг Мн1м2 кГ/млА
1 0,16 1,03 0,54 29,5 30,1 0,55 2,73 202 20,2 70 7,0
j 0,16 0,90 0,60 28,9 29,5 — — 144 14,4 — — — —
! 0,09 0,52 0,65 15,2 59,3 2,95 0,15 182 18,2 76 7,6 — —
( 0,12 1,00 1,03 16,4 57,6 — — 120 12,0 89 8,9 -— —
0,10 0,32 17,6 8,3 — 2,32 — 240 24,0 104 10,4 -35 -3,5
0,04 2,79 17,6 9,3 . — — -—‘ 80 8 40 4 16 1,6
Благотворное влияние оказывают ниобий и тантал на жаропроч-
ность многих легированных сталей и сплавов (табл. 265, см. также
табл. 194) 467 468>. В аустенитных сталях повышение жаропрочности можно,
по-видимому, приписать особому влиянию карбидов ниобия или танта-
ла, так как в весьма малоуглеродистых сталях с высоким содержанием
никеля, которые остаются аустенитными, несмотря на добавку ниобия
или тантала, не наблюдается заметного дисперсионного твердения.
В сталях 18/8 при содержании ниобия от 2 до 3% появляется уже значи-
тельное количество феррита, который препятствует использованию выде-
лений ниобидов; такая же картина получается и в случае сплавов с вы-
соким содержанием тантала и бериллия. В сплавы с высокой жаропроч-
ностью на основе никеля и кобальта добавляют до5%ЫЬ и Та, частично
для того, чтобы связать весь углерод в труднорастворимые карбиды Ч
При цементации ниобий ведет себя как типичный карбидообразую-
дций элемент. Он повышает содержание углерода в поверхностном слое,
в то время как глубина цементации, по крайней мере при высокой тем-
пературе процесса, уменьшается 2. Так как ниобий понижает твердость
сердцевины, он не приносит никакой пользы при цементации. Эти заме-
чания относятся также и к танталу 468).
467) Большое положительное влияние ниобий оказывает на релаксационную стойкость пер-
литной стали. При температурах 550—565° С в качестве релаксационностойкой применяется сталь
25Х2М1ФБ с 0,2—0,4% Nb; для крепежных деталей, работающих прн 580° С, сталь ЭП44, содержа-
щая 0,2—0,3% С; 1,0—1,5% Сг; 0,8—1,1% Мо; 0,7—1,0% V; 0,1-0,2% Nb н 0,005% В.
1 Влияние повышенного содержания ниобия или тантала в высоколегированных сплавах
имеёт более сложный характер. Прим. ред.
г И. Schrader. Неопубликованные исследования.
468) В настоящее время ниобий в количестве около 1% вводится в литые сплавы для посто
янных магнитов с целью повышения коэрцитивной силы. Примером таких сплавов могут служить
-отечественные сплавы ЮНДК24Б н ЮНДК24БА (с кристаллической текстурой), содержащие
r0,8% Nb (ГОСТ 9597—60). По сравнению с такими же сплавами без ниобия их коэрцитивная сила
выше примерно на 8 ка]м (100 э). Сплавы алии с пониженным содержанием алюминия, дополни-
тельно легированные ниобием (а также титаном, ванадием, цирконием), можно подвергать горя-
•чему деформированию, но для изготовления магнитов такие деформированные заготовки необходи-
мо подогревать.
1214
БОР В СТАЛИ
У. Бор в стали
1. Общая часть
Представление о фазах, возникающих в системе железо —бор при
содержании бора до 20%, дает рис. 970. Из него следует, что при содер-
жании около 9% В появляется борид РегВ, а около 16% В — борид FeB.
Из рис. 971 следует, что бор расширяет у-область, тогда как по другим
данным '1 2 он почти не изменяет
температуру А3.
При 906° С имеет место перитекто-
идная реакция. Низшая точка области
а + у лежит при 0,001 % В и 835° С. Не-
смотря на различные данные о протя-
женности области а + у при 900° С,
Содержание бора, (по пассе)
Рис. 971. Диаграмма состояния желе-
зо — бор при малом содержании бора
]по С. С. McBride, J. W. Spretnak u.
R. Speiser. Trans. Amer. Soc. Met., 46,
1954, p. 499-520]
Содержание бора,% (по пассе)
Рис. 970. Диаграмма состояния железо — бор
[noF. Wever и. А. МйИег. Mitt. K.-Wilh.-Inst.
Eisenforsch., 11. 1929, S. 193—223]
имеется согласие в том, что при 906°С растворимость бора в а-железе
больше, чем в у-железе. На это указывает и то, что с a-железом бор обра-
зует твердый раствор замещения, а с у-железом — твердый раствор внед-
рения. Бор имеет меньший атомный радиус, чем железо, но больший, чем
азот и углерод (см. рис. 317). Поэтому возможно, что в гранецентриро-
ванной решетке он располагается внутри ячейки, а в ячейку объемноцент-
рированной решетки он не может внедриться и замещает атом железа 3.
Результаты измерения упругости пара указывают на возможность обра-
зования твердого раствора внедрения бора в a-железе4’5. Во всяком
случае бор склонен к тому, чтобы располагаться предпочтительно в ме-
стах дефектов решетки (по границам зерен). Коэффициент диффузии бо-
ра в аустените сравним с коэффициентом диффузии углерода D —
1 Р. Е. Busby, М. Е. Warga а. С. Wells. J. Metals, 5, 1953, р. 1463—1468.
2 М. Е. Nicholson. J. Metals, 6, 1954. р. 185—190.
3 См. об этом также G. М. Leak. Metal Treatm, Drop. Forgg., 23, 1956, p. 21*—28.
4 R. R. Hasiguiti, a. G. Kamoshita. J. Phys. Coc. Japan, 9, 1954, p. 646.
5 W. R. Thomas a. G. M. Leak. Nature, 176. 1955, p. 29.
ОБЩАЯ ЧАСТЬ
1215
= 2-1Q—3 g—2io°°/т?т Энергия активации также очень близка к энергии
активации диффузии углерода в у-железе. При одновременном присут-
ствии углерода (изучено до 0,45% С) константа диффузии бора не ме-
няется.
Рис. 972. Диаграмма изотермического превращения борнстой стали
(0,63% С; 0,87“/» Мп; 0,001% В) по сравнению со сталью, не содержа-
щей бора (0,63% С; 0,87% Мп) [Atlas of Isotermal Transformation Di-
agrams, U. S. Steel, Pittsburgh, 1950]
Бор в низколегированных сталях увеличивает прокаливаемость
и потому может заменять другие легирующие элементы. При изотерми-
ческом превращении бор увеличивает время как начала выделений фер-
рита, так и образования перлита в доэв-
тектоидных нелегированных сталях
(рис. 972). Благодаря этому увеличивает-
ся прокаливаемость (см. рис. 975). Бор не
влияет на протекание перлитного превра-
щения, если оно уже началось, и не сдви-
гает конца превращения (рис. 973) *.
Сильнее проявляется влияние бора в ма-
лоуглеродистых легированных сталях, в
которых превращение начинается с вы-
деления доэвтектоидного феррита. Обра-
зование феррита в этом случае замедляет-
ся, возможно, вследствие снижения ско-
рости образования его зародышей * 2, бла-
годаря чему превращение в перлитной
области сильно тормозится, и конец его
Рис. 973. Влияние бора на кинетику
превращения аустенита стали с 0,3Wo С;
1,20% Мп; 1,30% Сг, 1,30% Si [по
Й. Т. Гудцову и Т. И. Назаровой.
Известия АН СССР, ОТН, 1950, № 3,.
Стр. 386—393]
сдвигается к более длительным выдержкам (рис. 974). Влияние бора на
начало и конец превращения в промежуточной области меньше; поэтому
исследованная сталь имеет резко выраженную промежуточную область,
превращение в которой наступает значительно ранее, чем в перлитной..
Мартенситную точку бор практически не изменяет. Улучшение прокали-
ваемости (в соответствии с замедлением перлитного превращения) вели-
ко (рис. 975). Твердость торцового образца падает незначительно, так.
’ См. также И. Krainer u. М. Rroneis. Stahl и. Eisen, 72. 1952, S. 1632—1657.
2 С. R. Sumcoe, A. R. Elsea a. G. R. Manning. J. Metals, 7, 1955, p. 193—200.
1216
БОР В СТАЛИ
как в ней протекает промежуточное превращение. Увеличение прокали-
ваемое™ бором находится в обратной зависимости от содержания
углерода
Причины повышения бором прокаливаемости еще неизвестны. Тот
-факт, что прокаливаемость практически не зависит от содержания бора,
Все я я, сея
Рис. 974. Диаграмма изотермического превращения бористой легиро-
ванной стали (0,14% С; 0,81% Мп; l.ei*/» Ni; 0,49% Сг; 0,27% Мо и
0,0030% В) по сравнению с легированной сталью без бора (0,17% С;
0,57% Мп; 1,87% N1; 0,45*/» Сг и 0,24% Мо) [Atlas of Isotermai Trans-
formation Diagrams, U. S. Steel, Pittsburgh, 1950]
объясняется тем, что предельная растворимость его при нормальной тем-
пературе закалки составляет около 0,0006% (обычно бористые стали
имеют более высокое содержание
Рис. 975. Кривые твердости при тор-
цовой закалке сталей, указанных на
рис. 974 [Atias of Isotermai Transforma-
tion Diagrams, U. S. Steel Pittsburgh,
1950]
бора), а на прокаливаемость влияет
только растворенный бор1 2. Далее
из-за сродства к бору азота и кисло-
рода они уменьшают его влияние на
прокаливаемость; бор и углерод при
обычном их содержании в стали не
реагируют друг с другом. Это яв-
ляется еще одним указанием на то,
что бор в указанных количествах не
участвует в карбидообразовании.
Из гипотезы, согласно которой бор
в аустените расположен в междоуз-
лиях, а в феррите в узлах, следует,
что во время превращения он дол-
жен перейти из междоузлий в узлы.
Это связано с увеличением объема и
с увеличением напряжений, которые могут быть уравновешены только
повышением свободной энергии, т. е. превращение начнется при более
низких температурах или после длительной выдержки. В гранецентриро-
1 G. D. Rahrer а. С. D. Armstrong. Trans. Amer. Soc. Met., 40, 1948, p. 1099—1112.
2 Cm. ch. 1 на crp. 1214.
ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ БОРА ДЛЯ ЛЕГИРОВАНИЯ СТАЛЕЙ
1217
ванной решетке бор с его сравнительно большим атомным радиусом раз-
мещается предпочтительно в дефектных местах решетки, по границам
зерен, энергию которых он меняет ’. При этом нет нужды предполагать
наличие сплошного слоя атомов бора между зернами* 2. Так как образо-
вание перлита в доэвтектоидной стали начинается предпочтительно по
границам зерен, оно может задерживаться находящимися здесь атомами
-бора. Таким образом, можно объяснить как влияние малых присадок бо-
ра, так и ослабление этого влияния при возрастании содержания углеро-
да: при увеличении содержания углерода превращение начинается с об-
Рис. 976. Структура пограничных зон бористой стали.
Термообработка: нагрев 1100° С охлаждение с 850° С в
масле, отпуск при 500° С. Травление спиртовым раство-
ром азотиой кислоты. Х500 [по Р. Potaszkin u. М.
Laspark. Rev. Met., 48, 1951, р. 379—412]
разования карбидов, а на этот процесс бор не оказывает влияния. В про-
межуточной области, где превращение протекает по сдвиговому меха-
низму, для которого неважны малые различия в энергии, вызываемые
(внедренными атомами бора, он не оказывает большого влияния.
В бористых сталях при нагреве ниже 900° С, например при 850° С,
по границам зерен наблюдаются выделения (рис. 976), природа которых
еще не ясна и которые выше 900° С вновь переходят в раствор.
2. Практическое применение бора
для легирования сталей
Бор может заменить в конструкционных сталях от 0,3 до 0,5% Мп
или Сг 3 * * *. Но эффективность его влияния зависит от содержания угле-
рода (табл. 266).
' См. также сн. 3 на стр. 1214.
2 См. также I. U7. Spretnak a. R. Speiser. J. Metals, 5. 1953, р. 445—446.
3 О производстве и возможном применении бористых сталей, а также о влиянии бора на
механические свойства стали появилось в последние годы большое число работ, из которых ука-
жем здесь лишь следующие: Boron Steels. 2-е изд., изданное Е. Е. Thum. Amer. Soc Met.,
Cleveland. 1953; Boron Steels, Production and Use, издание OEEC, Paris, 1954: Сообщения н
дискуссия на специальном собрании Iron and Steel Institute, посвященном бору в стали 29 ап-
реля 1953 г.; L. J. Rohl. J. Iron Steel Inst., 176, 1954, p. 173—187; R. Wilcock. J. Iron Steel
Inst., 173, 1953, p. 406—419; H. B. Knowlton. J. Iron Steel Inst., 176, 1954, p. 187—216’ R Scherer'
K. Bungardt u. E. Kunze. Stahl u. Eisen, 72, 1952, S. 1433—1442; H. Krainer u. M. Kroneis Stahl u
Eisen, 72, 1952, S. 1652—1657; R. Potaszkin et M. Jaspari. Rev. Met., 48, 1951, p. 379—412 - 0. Delbart
et /1. Kohn. Rev. Met., 51, 1954, p. 337—363 и реф.Е. Theis. Stahl u. Eisen, 74, 1954, S 412—418- 655—
660.
77 Э. Гудремон, т. II
1218
БОР В СТАЛИ
Таблица 266. Содержание отдельных легирующих элементов,
присадка которых к стали сообщает ей такую же прокаливаемость,
как и присадка бора\
Основной состав стали, % Легирующие элементы, %
С Mn Mn Nl Cr Mo
0,20 0,75 0,85 2,40 0,45 0,35
0,40 0,75 0,65 1,90 0,35 0,25
0,60 0,75 0,45 1,20 0,20 0,15
0,80 0,75 0,15 0,40 0,07 o.o
1 L. J. Rohl. 3. Iron Steel Inst., 176, 1954, S. 173—187.
Стали, легированные бором, более чувствительны к перегреву, чем
стали без бора 1. Однако в инструментальных сталях применение бора
не дало до настоящего времени каких-либо преимуществ, так как он не
оказывает влияния на устойчивость против отпуска. Например, опыты
по присадке бора к быстрорежущей стали не увенчались, успехом 469>.
В улучшаемых сталях бор употребляется (преимущественно в Аме-
рике) как заменитель никеля и молибдена — дорогих и временами дефи-
цитных элементов (табл. 267).
В Европе бористые стали не получили массового применения, так
как во время второй мировой войны,, прежде всего в Германии, эконо-
мия легирующих металлов была доведена уже до такой степени, что
дальнейшая их замена была едва ли приемлема.
Американские бористые стали отличаются присутствием других ле-
гирующих.элементов— никеля, молибдена и т. д.47°). В Европе от такого
рода сталей отказались вследствие очень высокой цены молибдена
и трудностей снабжения им в послевоенные годы. Однако и в европей-
ской металлургии бор также применяется в связи с тем, что он влияет
сильнее, чем другие легирующие элементы471). Бор не повышает устой-
чивости против отпуска, только предел прочности и предел текучести
в закаленном состоянии несколько возрастают, но эти различия исче-
зают с повышением температуры отпуска. Чувствительность к отпускной
хрупкости слегка увеличивается1 2. При сорбитной структуре после
улучшения бор практически не влияет на вязкость, если только удалось
1 См., например, J. Field. Metal Progress, 64, 1953, № 2, р. 78—83.
<89) Однако, по данным отечественных и американских исследователей, введение бора в коли-
честве 0,15—0,17% в литую быстрорежущую сталь (в таких количествах бор сильно ухудшает
ковкость), особенно при одновременном понижении содержания углерода до 0,65%, значительно
повышает ее красностойкость и режущие свойства. Однако механизм такого влияния бора еще не-
ясен [5].
•™) Совместное легирование бором и молибденом (0,5% Мо и 0,003% В при 0,1% С и 0,6% Мп>
использовано в английской низколегированной стали, названной Fortiweld (очень хорошо свари-
вающаяся) и имеющей в катаном состоянии as — 460 Мн/м2 (46 кГ/мм2), а после нормализации
as >500 Мн/м2 (50 кГ!мм2). Хорошую свариваемость она имеет благодаря образоваиию в ее
структуре продуктов промежуточного превращения аустенита. Несмотря на высокое содержание
в этой стали молибдена, за рубежом считают, что ее применение может быть оправдано в ряде
специальных случаев.
4П) В Советском Союзе некоторые легированные бором улучшаемые и цементуемые стали уже
введены в стандарт. Производство и применение таких сталей у иас непрерывно расширяется.
Исследуются и частично уже применяются стали, легированные одновременно бором и редкозе-
мельными элементами, например сталь 40ХГРЧ с 0,002—0,003% В и 0,25% редкоземельных элемен-
тов. Подробнее см. [5].
2 L. I. Rohl. 3. Iron Steel Inst., 176, 1954, p. 173—187. Данные не совсем точные:
влияние бора на склонность к отпускной хрупкости следует изучать после такой обработки, кото-
рая обеспечивает переход бора в твердый раствор: при соблюдении этого положения наблюдается
экстремальный характер зависимости склонности к отпускной хрупкости от содержания бора; ми-
нимальная склонность — при ~ 0,003% В. П р ч м. ред.
ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ БОРА ДЛЯ ЛЕГИРОВАНИЯ СТАЛЕЙ
1219
Таблица 267. Состав бористых сталей по американским стандартам*12)
№ AISI Химический состав, %*
С Мп SI Сг Мо Ni
14В 35 0,33/0,38 0,75/1,00 0,20/0,35
14 В 50 0,48/0,53 0,75/1,00 0,20/0,35 — — —
40В 37 0,35/0,40 0,70/0,90 0,20/0,35 — 0,08/0,15 —
42 В 35 0,32/0,39 0,70/1,00 0,20/0,35 0,40/0,65 0,08/0,15 —
42 В 40 0,37/0,45 0,70/1,00 0,20/0,35 0,40/0,65 0,08/0,15 —
42 В 45 0,42/0,50 0,70/1,00 0,20/0,35 0,40/0,65 0,08/0,15 —
42 В 50 0,47/0,55 0,70/1,00 0,20/0,35 0,40/0,65 0,08/0,15 —
43BV12** 0,08/0,13 0,75/1,00 0,20/0,40 0,40/0,60 0,20/0,30 1,65/2,00
43BV14** 0,10/0,15 0,45/0,65 0,20/0,35 0,40/0,60 0,08/0,15 1,65/2,00
46 В 12 0,10/0,15 0,45/0,65 0,20/0,35 —_ 0,20/0,30 1,65/2,00
50 В 15 0,12/0,18 0,70/1,00 0,20/0,35 0,35/0,60 — —
50 В 20 0,17/0,23 0,70/1,00 0,20/0,35 0,35/0,60 — —
50 В 30 0,27/0,34 0,70/1,00 0,20/0,35 0,35/0,60 —
50 В 35 0,32/0,39 0,70/1,00 0,20/0,35 0,35/0,60 — —
БОВ 40 0,37/0,45 0,70/1,00 0,20/0,35 0,35/0,60 — —
50 В 44 0,42/0,50 0,70/1,00 0,20/0,35 0,35/0,60 — —
50 В 46 0,43/0,50 0,75/1,00 0,20/0,35 0,20/0,35 — —-
50 В 50 0,48/0,53 0,75/1,00 0,20/0,35 0,40/0,60 — —
50 В 60 0,55/0,65 0,75/1,00 0,20/0,35 0,40/0,60 — —
51 В 60 0,55/0,65 0,75/1,00 0,20/0,35 0,70/0,90 — —
80 В 20 0,17/0,23 0,60/0,90 0,20/0,35 0/15/0,35 0,08/0,15 0,20/0,40
80В 30 0,27/0,34 0,55/0,80 0,20/0,35 0/15/0,35 0,08/0,15 0,20/0,40
80 В 35 0,32/0,39 0,65/0,95 0,20/0,35 0/15/0,35 0,08/0,15 0,20/0,40
80 В 37 0,35/0,40 0,75/1,00 0,20/0,35 0;20/0,35 0,08/0,15 0,20/0,40
80 В 40 0,38/0,43 0,75/1,00 0,20/0,35 0,20/0,35 0,08/0,15 0,20/0,40
80 В 45 0,43/0,48 0,75/1,00 0,20/0,35 0,20/0,35 0,08/0,15 0,20/0,40
80 В 50 0,47/0,55 0,70/1,00 0,20/0,35 0,25/0,50 0,08/0,15 0,20/0,40
80 В 55 0,50/0,60 0,70/1,00 0,20/0,35 0/30/0,55 0,08/0,15 0,20/0,40
80В 60 0,55/0,65 0,70/1,00 0,20/0,35 0,30/0,55 0,08/0,15 0,20/0,40
81 В 35 0,32/0,39 0,70,1,00 0,20/0,35 0,30/0,55 0,08/0,15 0,20/0,40’
81 В 40 0,38/0,43 0,75/1,00 0,20/0,35 0,35/0,55 0,08/0,15 0,20/0,40
81 В 45 0,43/0,48 0,75/1,00 0,20/0,35 0,35/0,55 0,08/0,15 0,20/0,40
81 В 50 0,47/0,55 0,75/1,05 0,20/0,35 0,35/0,60 0,08/0,15 0,20/0,40
86 В 45 0,43/0,48 0,75/1,00 0,20/0,35 0,40/0,60 0,08/0,15 0,40/0,70
94 В 15 0,13/0,18 0,75/1,00 0,20/0,35 0,30/0,50 0,08/0,15 0,30/0,60
94 В 17 0,15/0,20 0,75/1,00 0,20/0,35 0,30/0,50 0,08/0,15 0,30/0,60 '
94 В 20 0,17/0,22 0,75/1,00 0,20/0,35 0,30/0,50 0,08/0,15 0,30/0,60
94В 30 0,28/0,33 0,75/1,00 0,20/0,35 0,30/0,50 0,08/0,15 0,30/0,60
94 В 40 0,38/0,43 0,75/1,00 0,20/0,35 0,30/0,50 0,08/0,15 0,30/0,60
472) Позднее состав американских легированных бором сталей был изменен.
• Содержание бора в таблице ие указано. Нужно считать, что оно составляет от нескольких
десятитысячных до 3—4 тысячных •/•. П р и м. р е д.
** Э та стали содержат минимум 0,03% V.
77*
1220
БОР В СТАЛИ
избегать укрупнения зерна. При ферритоперлитной структуре, которая
наблюдается в сердцевине крупных поковок, вязкость несколько ухуд-
шается. Ударная вязкость бористых сталей после отпуска до 300—400и С
скорее несколько улучшается, но при температурах отпуска 500° С и вы-
ше она ниже, чем в сталях, не содержащих бора. Влияние бора при
отпуске от 200 до 400° С может быть связано с реакциями между бором
и азотом, например в стали, обработанной алюминием, хрупкость после
отпуска при 200—400° С отсутствует (см. стр. 341, т. I). При значитель-
ных присадках бора у легированных сталей с низким содержанием угле-
рода наблюдалось известное увеличение твердости при отпуске на 100—
400° С; однако из этих исследований едва ли можно сделать вывод
о наличии закономерного эффекта дисперсионного твердения. В аустенит-
ных сталях при достаточно высоком содержании бора выявляется дис-
персионное твердение (рис. 977). Предел прочности и прежде всего
Рис. 977. Дисперсионное твердение хромонике-
левой стали в зависимости от содержания бора
при закалке с 1230° С в воде [по R. Wasmuth.
Kruppsche Mh., 12, 1931, S. 273—281]
Рис. 978. Влияние бора иа 100-чаеовую дли-
тельную прочность жаропрочной аустенитной
стали с 0,4% С; 10% Со; 13% Сг; 1,8»/. Мо;
3% Nb; 13% Ni и 2,5% W. [по G. Т. Harris.
Сообщение на дискуссии J. Iron Steel Inst.,
176, 1954, р. 209]
предел текучести соответственно увеличиваются, но вязкость, разумеется,
значительно уменьшается. Устойчивость против коррозии ухудшается,
как и при .выделении титанидов *. Благодаря высокой температуре дис-
персионного твердения (800° С) выделение боридов действует благопри-
ятно на жаропрочность (в хромистых, хромоникелевых, хромоникелеко-
бальтовых сталях и других сплавах). Но и до 700° С, т. е. еще значитель-
но ниже температуры выделения боридов, жаропрочность заметно улуч-
шается уже при очень низком содержании бора (рис. 978).
Природа выделений в присутствии бора еще не выяснена. Сплавы
с 16—30% Сг; 6,5—30% Ni и с 0,8—1,7% В при очень низком содержа-
нии углерода не обнаруживают обычного эффекта дисперсионного твер-
дения бором; эффект, наблюдаемый в стали 18/8 с бором, обусловлен
образованием мартенсита, вероятно, вследствие выделения при отпуске
•боридов, которые связывают часть элементов, стабилизирующих аусте-
нит1 2. Богатые углеродом сплавы (от 0,2 до 0,3% С), наоборот, значи-
тельно твердеют благодаря образованию боридокарбидного твердого
раствора. В этом случае при отпуске также образуется мартенсит, если
сплавы лежат на границе аустенитной области. Такой же эффект на-
блюдается в сплавах, содержащих 30% Ni и 15% Сг, если углерода
в них около 0,2%.
Присадка бора к цементуемым сталям улучшает их прокаливае-
мость и повышает прочность сердцевины. Бор несколько ускоряет це-
1 Н. Bennek u. Р. Schafmeister. Arch. Eisenhiittenw., 5, 1931—1932, S. 615—620.
2 H. Cornelius. Arch. Eisenhuttenw., 12, 1938—1939, S. 499—505.
ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ БОРА ДЛЯ ЛЕГИРОВАНИЯ СТАЛЕЙ
1221
ментацию, однако влияние бора на цементацию также уменьшается при
увеличении содержания углерода. Наибольшее влияние наблюдается при
0,7—0,8% С *. Действие бора усиливается при повышении температуры
закалки, но при этом необходимо учитывать, что бор увеличивает чув-
ствительность к перегреву и что бористые стали содержат обычно не-
значительные количества титана и ванадия; эти элементы в свою оче-
редь могут благоприятно влиять при высокой температуре закалки на
прокаливаемость стали. Вследствие связывания бора при образовании
нитридов прокаливаемость бористых сталей после нитроцементации
меньше, чем после обычной цементации * 2.
Вследствие большого сечения захвата атомами бора тепловых ней-
тронов особое значение приобретают конструкционные стали с бором, из
которых изготовляют детали атомных реакторов, а также регулирую-
щие контролирующие стержни реакторов 473>.
При производстве стали введение бора в количестве нескольких
тысячных долей процента требует 'известного опыта3. Для присадок
бора применяются различные соединения бора и его лигатуры
(табл. 268), причем лигатуры предпочтительнее в отношении надежно-
сти и точности.
Таблица 268. Химический состав бористых лигатур и требуемая добавка бора
для нелегированной среднеуглеродистой стали1
Обозначение лигатур Химический состав, % Добавка бора % не меньше
С Si Мп А1 в Са Ti V Zr
Грейнал № 1 . . — 3,0 10,0 0,2 15,0 25,0 0,0000
Грейнал № 6 . . — — — 12,0 0,2 20,0 13,0 -— 0,0002
Грейнал № 79 — 5,0 8,0 13,0 0,5 -—- 20,0 — 4,0 0,0012
Силвац — 37,0 -— 6,0 0,6 — 10,0 10,0 6,0 0,0013
Силкац .... — 37,0 — 7,0 0,6 10,0 10,0 .—- 4,0 0,0016
Карбортам. . . . 6,0 3,0 — 1,5 1,5 — 17,0 — — 0,0025
Бортам —— 21,0 23,0 14,0 1,7 —- 17,0 —- 0,0024
Боросил .... — 40,0 — .—- 3,5 .—- — — — 0,0038
Манганбор . . . <3,5 1,0 75,0 —- 17,0 —- — —. — 0,0038
Ферробор А . . <0,5 1,0 — —- 12,0 —- —- — — 0,0044
Ферробор Б . . — 1,0 — — >17,5 — — — — 0,0044
1 По Metal Progr., 60, 1951, № 2, р, 81—92.
Присадку бора целесообразно производить в ковш после раскисле-
ния и уменьшения содержания азота; это особенно важно, когда исполь-
зуют простые лигатуры ферробор, марганец — бор или кремний — бор.
Конечное содержание бора в стали при использовании этих лигатур
колеблется от 0,0012 до 0,0045%.
В сложных лигатурах присутствующие в них алюминий, кальций,
титан, ванадий и цирконий обеспечивают достаточное связывание азота
и раскисление, а кроме того, эти элементы уменьшают чувствительность
’ С. F. Jatczak а. Е. S. Rowland. Trans. Amer. Soc. Met., 45, 1953, p. 771—786
2 G. W. Powell, M. B. Bever, C. F. Floe. Trans. Amer. Soc. Met., 46, 1954, p. 1359—2371.
473) В последнее время показана [154] целесообразность введения бора (0,003%) или бора од-
новременно с титаном (0,06%) в пружинно-рессорные стали, особенно если одним из основных
легирующих элементов в ией является марганец. В частности, рекомендованы для пружин и рес
сор ответственного назначения стали 55ХГР и 55СГ2Р.
3 См. также Н. В. Knowlton. J. Iron Steel Inst., 176, 1954, p. 187—216.
1222
ЦЕРИИ, РЕДКИЕ' ЗЕМЛИ И ДРУГИЕ ЭЛЕМЕНТЫ В СТАЛИ
бористой стали к перегреву474). При употреблении этих лигатур не
требуется таких больших добавок бора, как при простых лигатурах,
и конечное содержание бора в стали лежит в пределах 0,0005—0,0012%.
Потери бора при использовании всех лигатур достигают 50—90%.
Присадка бора для улучшения прокаливаемости не должна превышать
0,007%. Более высокое содержание бора ведет к красноломкости вслед-
ствие наличия низкоплавкой эвтектики в системе железо — бор (см.
рис. 970). При этом следует иметь в виду и то, что бор скапливается
преимущественно на границах зерен. При высоком содержании бора
температура ковки должна быть соответственно более низкой.
Сварка высокопрочных бористых сталей протекает благоприятно,
так как они менее склонны к образованию трещин в случае наличия
влаги (водорода) в обмазке электродов. Чувствительность к трещинам
при сварке легированных сталей возрастает с понижением температуры
конца превращений. Так как в бористых сталях замедлено только об-
разование доэвтектоидного феррита в перлитной области, то не следует
опасаться увеличения напряжений вследствие неожиданного мартенсит-
ного превращения или превращения в промежуточной области.
Ф. Церий и редкие земли (мишметалл),
кальций, цирконий и магний в стали
Церий, образующий в соединении с другими редкими землями так
называемый мишметалл, рекомендуется для металлургического улучше-
ния некоторых свойств стали. В состав мишметалла входит 20—25% La;
50—55% Се; 15—20% Nd и 10% других редких земель. К настоящему
времени исследована более подробно только система железо — церий*.
Согласно этим исследованиям, растворимость церия в « и в у-железе
в твердом состоянии меньше 0,5%. Мишметалл может применяться для
раскисления и для удаления серы* 1 2. В стальном литье с 0,10—0,20% С
и с низким отношением содержаний марганца и углерода можно, вводя
мишметалл, уменьшить содержание серы, например от 0,04 до 0,017%,
благодаря чему вообще улучшается вязкость 3. Но при добавке более
1,5 кг на тонну мишметалл вызывает в успокоенной алюминием стали
некоторого рода красноломкость, так что при применении мишметалла
необходима известная осторожность. В аустенитных сталях, особенно
содержащих молибден, мишметалл улучшает способность к деформации
в горячем состоянии, так что встречаются указания на то, что в сталях,
устойчивых против серной кислоты, содержащих 20% Сг; 23—28% Ni;
2,5—3,5% Мо и 1,5—3,5% Си, добавка мишметалла применяется для
улучшения деформируемости 4. Правда, эти стали при соблюдении не-
обходимых предосторожностей куются и без таких присадок. Обычно
вводится до 1% мишметалла. Такое же благоприятное действие, как
в сталях, подвергаемых ковке, мишметалл оказывает на вязкость сталь-
"О Поэтому бор, введенный из разных лигатур, неодинаково влияет на рост зерна аусте-
нита [5, рис. 210].
1 J. О. Jepson а. Р. Puwez. Trans. Amer. Soc. Met., 47, 1955, p. 543—553.
! См., например, J. V. Russel. J. Metals, 6, 1954, p. 438 —442.
• C. D. Berry a. A. A. Dorvel. Amer. Foundryman, 20, 1951, p. 45—46.
4 С. B. Post, D. O. Schroffstall a. H. O. Beaver. J. Metals, 3, 1951, p. 973—977B.
ЦЕРИИ, РЕДКИЕ . ЗЕМЛИ И ДРУГИЕ; ЭЛЕМЕНТЫ В СТАЛИ
•1223
него литья *; мишметалл рекомендуется также в качестве присадки
к чугунному литью для образования шарообразного графита* 1 2. В вопро-
се о механизме влияния мишметалла пока еще нет ясности; нет также
согласия между производственными и экспериментальными данными.
В общем можно считать, что добавки мишметалла измельчают структу-
ру стального литья благодаря зародышевому действию. Церий является
таким же сильным раскислителем, как и кальций. Сплавы железо — це-
рий с 70% Се (округленно) применяются для камней зажигалок. Влия-
ние церия (или мишметалла) на продолжительность службы проволок
сопротивления см. рис. 543 475).
Кальций применяется также в качестве рафинирующего элемента
при раскислении стали главным образом в соединении с кремнием в виде
силикокальция. При выплавке стали в электропечах шлак, содержащий
карбид кальция и образующийся под действием электрической дуги,
является раскисляющим шлаком. Кроме того, кальций (рис. 543) увели-
чивает срок службы электрических нагревательных элементов 476).
Цирконий образует при соответствующем составе стали карбид ZrC.
В малоуглеродистых сплавах может появляться интерметаллическое со-
единение FesZrs. Соотношения здесь подобны соотношениям в системах
железо — титан — углерод и железо — ниобий — углерод. Несмотря на
склонность к карбидообразованию, цирконий благоприятствует графити-
зации в высокоуглеродистых сталях. Влияние циркония на процессы за-
калки и отпуска изучено недостаточно. Присадка циркония до 0,5%
уменьшает флокеночувствительность хромоникельмолибденовых ста-
лей3. В стали 18/8 цирконий повышает устойчивость против коррозии.
На практике цирконий для этого, однако, не используют.
Цирконий как присадка для раскисления и удаления серы и азота
применяется в форме силикоциркония или алюминийсиликоциркония.
Особенностью циркония является то, что при его применении в стали
остается меньше продуктов раскисления, чем при введении сильных рас-
кислителей, содержащих алюминий. Гораздо раньше, чем влияние, на-
пример, хрома на уменьшение красноломкости и горячеломкости, было
уже твердо установлено соответствующее благоприятное действие цир-
кония 4. Поэтому присадка циркония рекомендуется при изготовлении
полностью успокоенной автоматной стали с 0,3% S. Однако перед введе-
нием циркония сталь должна быть полностью раскислена, так как в про-
тивном случае цирконий будет связан кислородом в окислы и его не хва-
тит для образования сульфида.
Цирконий улучшает продолжительность службы проволок для на-
гревательных элементов. Это относится и к торию (см. рис. 543) 477>.
1 О. A. LUlleqvist а. С. G. Mickelson. Proc. Electr. Furn. Steel Comp. Iron Steel Div., Amer.
Inst. Min. Met. Engrs., 10, 1952, p. 117—142; Stahl u. Eisen, 74, 1954, S. 1608—1609.
2 H. Morrogh. J. Res. Developm. Brit. Cast Iron Res. Ass., 4, 1952, № 5, p. 292—314.
"Ч В настоящее время малые добавки редкоземельных элементов в конструкционные стали
разного назначения уже используются практически. Примером может служить сталь 40ХЧ с 0,25%
редкоземельных элементов, упомянутая выше (доп. 47|> на стр. 1218) сталь 40ХГРЧ и др. Редко-
земельные элементы до некоторого их содержания (около 0,1%) значительно повышают и жаро-
прочность стали и сплавов, причем наиболее сильно влияют элементы с высокой температурой
плавления. Они ослабляют также вредное влияние легкоплавких примесей иа жаропрочность
,7е> Кальций улучшает также деформируемость жаропрочных и коррозионностойких сталей
ори высоких температурах.
1 D. R. Wood. J. Iron Steel Inst, 179, 1955, p. 317—319.
4 См. также последние исследования W. W. Austin a. E. S. Gramling: The behavior of
zirconium and titanium in steels with particular emphasis on the conservation of manganese. Amer.
Iron Steel Inst., New York, 1952 (Contribution to the Metallurgy of Steel, № 41).
4”) Цирконий уменьшает склонность к росту sepua в стали. Он оказывает положительное
влияние на свойства улучшаемой ковструкциоиной стали, что уже привело к разработке ряда
новых марок.сталей такого типа с цирконием. До определенного содержания (0,07—0,1%) цирконий
повышает также жаропрочность сплавов [5].
1224
ОЛОВО, МЫШЬЯК, СУРЬМА, СЕЛЕН И ТЕЛЛУР В СТАЛИ
Магний также является элементом-раскислителем и десульфурато-
ром, приобретшим в последнее время большое значение благодаря
влиянию на образование шарообразного графита в чугуне. Причина та-
кого влияния магния еще неизвестна.
X. Олово, мышьяк, сурьма, селен,
и теллур в стали
Олово суживает у-область железа, замыкая ее приблизительно при
2% *. Растворимость олова в a-железе достигает ниже 600° С несколь-
ких процентов, но точная граница растворимости пока неизвестна.
В крупных слитках наблюдается значительная ликвация олова * 2.
Олово относится к вредным примесям, так как уже при ~ 0,05 % оно
усиливает паяльную хрупкость3 (см. стр. 1077). Во всяком случае оло-
во и медь опасны в связи с их влиянием на развитие паяльной хрупко-
сти, создающей трудности, особенно при производстве жести. Поэтому
в США установлено, что высококачественная тонкая жесть должна со-
держать не более 0,025% Sn. Так как олово благороднее железа и при
металлургических процессах не удаляется из расплава, то такое количе-
ство олова можно получить при переработке ограниченного количества
скрапа, содержащего олово (например, консервные банки). При содер-
жании олова около 0,2% возникают трудности при холодной прокатке,
которые при более высоком содержании олова вновь исчезают. Выдерж-
ка во время старения при комнатной температуре сталей с оловом долж-
на быть больше, чем сталей без олова.
Так как растворимость олова в железе с повышением температуры
увеличивается, то можно получить эффект дисперсионного твердения4.
Однако практического применения это до сих пор не нашло.
Случайные указания на то, что присадка 0,1 % Sn в стали, содер-
жащей фосфор и медь, должна улучшать устойчивость против атмосфер-
ной коррозии, на практике не подтвердились. Основное использование
олова в железных сплавах — это поверхностная защита путем покрытий.
Однако рассмотрение этого вопроса выходит за рамки настоящей книги.
Мышьяк также суживает у-область, замыкая ее при 3,5—4% As,
и, подобно фосфору, является вредным элементом в стали. Так как
мышьяк имеет меньшее сродство к кислороду, чем железо, то его нельзя
удалить из расплава при окислении. Поэтому при производстве чугуна
из руды, содержащей мышьяк, он остается практически полностью
в сплавах, получаемых из такого чугуна. Поскольку мышьяк часто яв-
ляется сопутствующим элементом в железных рудах, в соответствующих
сталях не удается избавиться от случайных примесей этого элемента.
Поэтому необходимо знать, какое максимальное количество мышьяка
допустимо в стали без ухудшения ее свойств.
’ С. A. Edwards a. A. Preece. J. Iron Steel Inst, 124, 1931, p. 41—66.
2 P. J. Me Kimm. Steel, 106, 1940, № 19, p. 64, 67, 68; № 20, p. 60—64; см. также Stahl u. Eisen,.
60, 1940, S. 935—936.
3 Л’. Bom. Stahl 11. Eisen, 73. 1953, S. 1268—1280.
4 K. Legat. Metailwirtsch. 17, 1938, S. 277—278 (железо — никель — олово); W. Kfister u.
W. Geller. Arch. Eisenhiittenw., 8, 1934—1935, S. 557—560 (железо — кобальт — олово); P. Schaf-
meister u. R. Er gang. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., 2, 1939, S. 125—138 (железо — никель —
олово).
ОЛОВО, МЫШЬЯК, СУРЬМА, СЕЛЕН И ТЕЛЛУР В СТАЛИ
1225
В соответствии с нашими собственными исследованиями 1 и с лите-
ратурными данными влияние мышьяка сводится в общем к следующему.
При восстановлении и последующем обжиге можно до известной степени
извлечь мышьяк из железной руды в виде жидкой трехокиси мышьяка.
В кипящих сталях мышьяк ликвирует почти так же сильно, как и фос-
фор, но ликвация мышьяка устраняется при диффузионном отжиге го-
раздо труднее, чем ликвация фосфора 1 2. Содержание мышьяка до 1 %
не влияет на деформируемость стали в горячем состоянии. Прокаливае-
мость нелегированной инструментальной стали остается неизменной до
Рис. 979. Влияние мышьяка на механические свойства нелегироваииой стали в пор
мализованном и улучшенном состояниях, [по Е. Houdremont, И. Bennek, И. Neu-
meister. Techn. Mitt. Krupp., Forschungsber., 1, 1938, p. 101—119]:
a — мягкая углеродистая сталь с 0,12—0,15% С, нормализованная; б — углеродистая
сталь с 0,43—0,46% С, улучшенная
~0,2% As, но затем прокаливаемость уменьшается, так как мышьяк по-
вышает температуру <а у-превращения. В мягких малоуглеродистых
и в низколегированных конструкционных сталях мышьяк несколько уве-
личивает пределы прочности и текучести при одновременном уменьше-
нии вязкости (рис. 979). Последнее тем больше, чем выше прочность.
Способность к старению, оцениваемая по ударной вязкости, повышается
уже при очень малом содержании мышьяка (рис. 980), однако это мож-
но отнести в данном случае больше за счет общего повышения хрупкости.
В хромоникелевых и хромомолибденовых сталях при содержании
выше 0,2% As уменьшение вязкости тем отчетливее, чем выше их проч-
ность после улучшения. Склонность к отпускной хрупкости хромистой
1 Е. Houdremont, Н. Bennek u. Н. Neutneister. Techn. Mitt. Krupp. Forschungsber., 1, 1938.
S. 101—119; Arch. Eisenhiittenw., 12, 1938—1939, S. 91—101.
2 A. Kohn. C. R. Akad. Sci. Paris, 233, 1951, p. 178-180.
J 226
ОЛОВО, МЫШЬЯК, СУРЬМА, СЕЛЕН И ТЕЛЛУР В СТАЛИ
и хромоникелевой стали увеличивается уже при незначительном содер-
жании мышьяка (см. табл. 41).
Содержание мышьяка до 0,25% не влияет на чувствительность
к сварочным трещинам стали, из которой изготовляют тонкие листы; при
таком же содержании мышьяка механические свойства стальных листов
при автогенной сварке тоже не ухудшаются. Наоборот, обычная кузнеч-
ная свариваемость при таком содержании мышьяка уже ухудшается4'8).
Сурьма также сужает у-область, замыкая ее при 3—4 Vo Sb. Под-
робных исследований о влиянии сурьмы на механические свойства нет;
известно только, что она сильно увеличивает чувствительность к отпуск-
ной хрупкости хромистых и хромоникелевых сталей 112. Можно предполо-
жить, что сурьма вообще ухудшает вязкость и что влияние ее на от-
Рис. 980. Влияние мышьяка на ударную вязкость
при 100° С, состаренной томасовской кипящей стали,
продутой кислородом; состав: 0,02—0,05% С; 0,25—
0,50% Мп; 0,015—0,022»/, S; 0,004—0,008% N.. Старение:
10%-ная холодная деформация и отпуск в течение
3/4. ч прн 250° С [по W. Dick. Stahl u. Eisen, 72, 1952,
S. 233—242]
этускную хрупкость является, быть может, аддитивным. Практи-
чески сурьма в сталях не применяется. Лишь иногда она вводится для
улучшения коррозионной стойкости сплавов против соляной и серной
кислот. Литые сплавы, содержащие 65% Си; 30% Ni и 5% Sb, особенно
стойки против серной кислоты. Сплавы с 30%Ni; 10% Сг; 2% Мо; 2% Си
и 1,5% Sb устойчивы в известной мере против соляной кислоты.
Влияние сурьмы подобно влиянию меди при легировании железа.
При химическом воздействии металл покрывается темным слоем, кото-
рый состоит главным образом из сурьмы. Сурьмяные сплавы устойчивы
лишь в том случае, если может образоваться устойчивая пленка.
Селен и теллур относятся к той же группе периодической системы,
что и сера. Подобно сере, селен добавляется к нелегированным автомат-
ным сталям, а также к легированным сталям для улучшения обрабаты-
ваемости (см. табл. 237). При добавке уже очень небольших количеств
теллура — от 0,005 до 0,1%, происходит стабилизация карбидов; так,
вместо серого чугуна при отливке можно получить белый чугун. Доста-
точно попудрить теллуром форму, чтобы получить твердую поверхност-
ную корку на чугунном литье* 3.
В Советском Союзе проведены (и проводятся и сейчас) обширные исследования влияния
сиышьяка на свойства стали, особенно в связи с использованием керченских руд.
* G. W. Austin, А. К. Eniwisle а; О. С. Smith. J. Iron Steel Inst., 173, 1953, p. 376—386.
» H. Jalivet et G. Vidal. Rev. M4t„ 41, 1944, p.. 378—388.
3 См. также A. Wittmoser. Stahl u. Eisgn, 70,. 1950, 5. 813—828, особенно S826.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С Be, Pt, Pd, Zn, U, Ag, Au
1227
Ц. Сплавы железа с некоторыми другими
элементами (бериллием, платиной,
палладием, цинком, ураном,
серебром, золотом)
Бериллий суживает у-область железа (рис. 981). Максимальная
растворимость бериллия в a-железе достигает 7,8% при 1150° С. С пони-
жением температуры растворимость уменьшается, но граница ее точно
не известна. Выделяющаяся интерметаллическая фаза имеет состав
FeBe2 ’•1 2. Таким образом, железоберилиевые сплавы при соответст-
жующием содержании бериллия могут подвергаться дисперсионному
Рнс. 981. Система железо беррнлий [по F. Wever и.
Л. Muller. Mitt. K.-Wilh. Inst. Eisenforschg., 11, 1926,
S. 218—219 (v-область и магнитное превращение
a—b—с) и И. С. Гаеву и Р. С. Соколову. Металлург,
12, 1937, №’4 (эвтектическая линия и ограничение
а-фазы)]
твердению. Это относится и к аустенитным сплавам. Происходящие
ж этом случае процессы подобны процессам, наблюдаемым при добавке
титана. Но так как бериллий суживает у-область больше, чем титан, то
уже при 1 % Be в структуре стали 18/8 наблюдаются лишь незначитель-
ные остатки аустенита. Понижая содержание хрома и увеличивая со-
держание никеля, можно, однако, несмотря на наличие бериллия, полу-
чить устойчивые до некоторой степени аустенитные сплавы. Процесс
выделения протекает даже при закалке в воде; можно предположить,
что уже при 1 % Be граница растворимости превышена. Характерен так-
же ход процесса выделения в зависимости от характера основной струк-
туры— аустенитной, ферритно-аустенитной и ферритной (рис. 982 вни-
зу, в середине и наверху). Абсолютная величина твердости ферритных
-сплавов выше, чем аустенитных. Повышение твердости сопровождается
уменьшением вязкости у ферритных сплавов больше, чем у аустенитных;
•сопротивление коррозии аустенитных сталей с бериллием также хуже,
чем у стали 18/8 без дисперсионного твердения. Дисперсионно твердею-
щие бериллиевые стали могут представлять интерес благодаря повыше-
1 М. Misch. 2. phys. Chem., Abt, В 29, 1935, S. 42—58.
2 Были найдены также другие соединения, аналогичные FeBe2 (фазы Лавеса, см. об этом
стр. 405, т. I;CrBe2, MnBe2, МоВе2, WBe2, AgBe2 u. TiBe2 [F. Laves. Naturwiss., 27, 1939, S. 65 —
•73].
1228
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С Be, Pt, Pd, Zn, U, Ag, Au
нию прочности в горячем состоянии, однако до сих пор они не нашли
применения. Именно в этих сплавах жаропрочность после окончания
процесса выделения сравнительно быстро падает. Так, например, у пру-
жин из таких сталей под длительной нагрузкой при 500° С даже при
умеренном напряжении быстро наступала сильная осадка. Широкое при-
менение бериллий нашел в дисперсионно твердеющих медноникелевых
Рис. 982. Изменения твердости бериллиевой стали различ-
ного состава после закалки в масле с 1250® С и отпуска
различной продолжительности при 500—800° С [по Н. Ben-
nek u. Р Schafmeister. Arch. Eisenhuttenw., 5, 1981—1932,
S. 615—620]
настолько примечательны, чтобы применение
годным 3.
и других никелевых спла-
вах. Была также испыта-
на сталь с 36% Ni и 12%
Сг, имеющая малый ко-
эффициент расширения, в
которую бериллий вво-
дился с целью повысить
ее твердость и износо-
стойкость. Далее была
исследована возможность
дисперсионного твердения
железоникелевых спла-
вов за счет бериллия с
целью получить один из
вариантов изоперма *,
подобно железоникеле-
медным сплавам (см.
стр. 1077). Железонике-
левые сплавы с незави-
сящим от температуры
модулем упругости тоже:
способны к дисперсионно-
му твердению при добав-
ках бериллия и доводятся
до твердости пружин (см.
стр. 502, т. I). Такие
сплавы с 33% Ni; 6—10%
Сг, Мо или W и с 1 % Be
известны под названием
«ниварокс»* 2. Тройные
сплавы железо — ко-
бальт — бериллий обна-
руживают известное сход-
ство со сплавами желе-
зо — кобальт — вольф-
рам, однако их свойства,
например магнитные, не
этих сплавов стало вы-
Сплавы железо — углерод—бериллий изучены очень мало. Из ис-
следований чугуна с добавками бериллия вытекает, что бериллий обра-
зует специальный карбид ВегС4. Существование этого карбида, ясно
различаемого уже на нетравленом шлифе по его серо-стальному цвету,
F. Preisach. Z. Phys., 93, 1935, S. 245—268.
2 R. Straumann. Heraeus Vakuum-Schmelze, 1923—1933, Hanau 1933, S. 408—423; Helv. phys.
Acta. 10, 1937, p. 269—270.
3 W. Koster. Arch. Eisenhuttenw., 13, 1939—1940, S. 227—230.
4 M. Ballay. C. R. Acad. Sci. Paris, 201, 1935, p. 1124—1126.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С Be, Pt, Pd, Zn, U, Ag. Au
1229
доказано выделением его из сплава с 1,17% Си 3,72% Be ’. Этот кар-
бид не растворяется даже при температуре вблизи точки плавления.
Бериллий уменьшает количество углерода, определяющего прокаливае-
мость стали, так как связывает углерод в карбид.
Металлургическое действие бериллия изучено мало; он хороший
раскислитель и имеет высокое сродство к сере. Так как сульфид берил-
лия легко всплывает в стальной ванне, то бериллий удаляет серу
и уменьшает склонность стали к красноломкости.
Платина образует с железом двойную систему, подобную системе
железо — никель (рис. 983). Это объясняется одинаковым строением
внешних электронных оболочек
обоих элементов (см. табл. 58).
Область у в системе железо —
пластина расширена. При охлаж-
дении ниже 900° С и при обрат-
ном нагреве обнаруживается об-
ласть необратимых превращений,
Рис. 983. Диаграмма состояний системы же-
лезо — платина [по A. Kussmann u. G. Gra-
tin von Rittberg. Z. Metalikde, 41, 1950,
S. 470-477]:
1 — температура превращения; 2 — темпера-
тура Кюри
Содержание платине:/, % (понассе)
Рис. 984. Средний коэффициент линейного
термического расширения железоплати-
иовых сплавов между 0 и 40° С [по Н. Ма-
sumoto а. Т. Kobayashi. Sci. Rep. Res.
Inst. Tohoku Univ. A, 2, 1950, p. 856—860]
простирающаяся до 30 % (атомн.) Pt. В системе имеются три упорядо-
ченные фазы iFe3Pt, FePt и FePt3, но температуры, при которых начина-
ются процессы упорядочения, установлены не очень точно. При ох-
лаждении сплавов, в которых уже прошел процесс упорядочения с
образованием Fe3Pt, превращение у—>-а сдвигается к более низким тем-
пературам. Магнитное насыщение возрастает линейно до максимума при
содержании примерно 12,5% Pt21 2-3. Точка Кюри при небольших добав-
ках платины не изменяется, затем она снижается до -~20% (атомн.) Pt
и вновь повышается до максимума, равного при 45% (атомн.) Pt 350°С.
При содержании выше 80% (атомн.) Pt еще раз появляется ферромаг-
нитная область с точкой Кюри около — 100°. Температура Кюри упоря-
доченных фаз Fe3Pt и FePt всегда на 100—150° С выше, чем у неупорядо-
1 И. С. Гаев и Р. С. Соколов. Металлург, 12, 1937, № 6, стр. 11—20.
2 Л1. Fallot. С. R. Acad. Sci. Paris. 199, 1934, р. 128-129: J. Phys. Radium (7), 5. 1934, p. 146;
Ann. Phys. Paris, 10, 1938, p. 291—332.
г Подобные же соотношения имеются в системе железо — родий [М. Fallot. С. R. Acad.
Sci. Paris, 205, 1937, р. 558—600], в то же время в системе железо — иридий наблюдается лишь
слабый подъем [М. Fallot. Там же, р. 517—518]; в системе железо — рутений малые добавки ру-
тения не изменяют насыщения, а в системе железо — осмий наблюдается слабое падение насыщения
W. Fallot. Там же, р. 227—230].
1230
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С Be, Pt, Pd, Zn, U, Ag, Au
ценного состояния. В области низких точек Кюри, между 50 и 60% (по
массе) Pt, в которой.особенно велик эффект объемной магнитострикции»
возникает, как и в железоникелевых сплавах, аномалия теплового рас-
ширения Эффект объемной магнитострикции настолько велик, что
коэффициент расширения становится даже отрицательным (рис. 984)..
Наименьшее значение его (35-10~6) находится при 52,5% по массе Pt и>
—40° С. Объясняется это тем, что «магнитное» сокращение объема на-
кладывается на тепловое расширение и даже превышает его.
В области обратимых сплавов (выше 30% Pt) аналогия между же-
лезоплатиновыми и железоникелевыми сплавами уже не так полна.
н,ка/м
Рис. 985. Петля гистерезиса
железоплатииового сплава с
oWo (атомн.) Pt, закаленного с
1300° С [поД. Graf u. A. Kus-
smann. Phys. Z„ 36, 1935,
S. 544—551]
Рис. 986. Коэрцитивная сила железо-
платииовых сплавов после различной
термообработки {not. Graf u. A. Kus-
smann. Phys. Z„ 36, 1935, S.
544-551]
Если, например, закалить сплавы от высокой температуры, то в. об-
ласти между 30 и 70% (атомн.) Pt иглы упорядоченной фазы появля-
ются даже при самом резком охлаждении. Наоборот, в сплавах с содер-
жанием менее 30 и более 70% (атомн.) Pt при закалке получается толь-
ко у-раствор.
При отпуске этих сплавов в районе 500—700° С после закалки
1200° С магнитное насыщение уменьшается, достигая минимума при
50% (атомн.) Pt; при повышении температуры отпуска скачкообразно
возникает упорядоченная фаза. В закаленном состоянии имеется только
одна точка Кюри, в отпущенном же две точки, т. е. после отпуска всегда
присутствуют две фазы. Петля гистерезиса после закалки очень широка-
(рис. 985), коэрцитивная сила достигает 144 ка/м (1800 э), а остаточный-
магнетизм 0,3—0,4 тл (3000—4000 гс), произведение (В-Н)м&кс =
= 1,6 тл-(ка/м), т. е. 2-106 гс-э.
По другим измерениям 1 2 можно получить при меньшей коэрцитив-
ной силе остаточный магнетизм 0,58 тл (5800 гс) и произведение
(В-Н)м&кс = 3,7-106. Если часть платины заменить родием, то получа-
ются те же значения3. После отпуска петля гистерезиса становится!
уже, коэрцитивная сила опять падает ниже 40 ка/м (500 э) (рис. 986).
Такие изменения магнитных свойств объясняются, возможно, тем, что
уже во время закалки от 1300° С из твердого раствора выделяются упо-
рядоченные участки. Здесь уже больше нет никакой аналогии с систе-
мой Fe — Ni, а есть аналогия скорее с системами Pt — Сг и Pt — Со.
1 A. Kussmann. Phys. Z, 38, 1937, S. 41—42.
2 H. Neumann. Arch, techn. Messe, 1937, Z. 912—1.
3 W. Jellinghaus. Z. techn. Phys., 17, 1936, S. 33—36.
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С Be. Pt, Pd, Zh, U. Ag, Au
123f
Вероятно, при процессах упорядочения имеет значение то обстоятельст-
во, что атомный радиус у платины больше, чем у железа (в противопо-
ложность никелю). Это справедливо и по отношению к сплавам желе-
зо— палладий. В сплавах платина — хром в области от 51 до-
78 % (атомн.) Pt наблюдается ферромагнетизм, который, однако, связан
с твердым раствором, являющимся ферромагнитным лишь в переходной
области между упорядоченной фазой PtCr3 и неупорядоченной фазой
(a-твердый раствор) *. В системе кобальт — платина появляется такая
же сверхструктура, как и в системе железо — платина1 2. Благодаря вы-
делению сверхструктуры- CoPt в сплавах между 42 и 50% (атомн.) Со
достигнуты наибольшие из известных до настоящего времени значения
магнитной энергии 3 * * * * (табл. 269) 479>.
Таблица 269. Магнитные свойства кобальтоплатиновых сплавов после
различной термообработки
Состав Термообработка Коэрцитивная сила Остаточная индукция Вч Коэффици- ! ент <В")макс
ВНс ГН J С £ ктл • (а/м) гс • г-1 0е
с <& ка/м <&
42% (атомн.) Со; 1000° С, воздух; 10 ч, 312 3900 400 5000 0,57 5700 57,6 7,2
58% (атомн.) Pt 600° С 1000° С, воздух; 30 ч, 352 4400 524 6300 0,51 5100 48,0 6,0
600° С
1000° С, воздух; 100 ч, 320 4000 560 7000 0,48 4800 40,8 5,1
600° С
48% (атомн.) Со; 1000° С, вода, 10 ч, 600° С 280 3500 400 5000 0,57 5700 49,6 6,2
52% (атомн.) Pt 1000° С, вода; 25 ч. 288 3600 456 5700 0,45 4500 40,0 5,0
600° С 1000° С, воздух; 6 ч, 328 4100 400 5000 0,62 6200 65,6 8,2
600° С 1000° С, воздух; 15 ч, 376 4700 520 6500 0,54 5400 53,6 6,7
600° С
От 1000 до 200° С, ох- лаждение за 10 мин; 5 ч, 600° С От 1000 до 200° С, ох- 328 4100 392 4900 0,63 6300 72,0 9,0
360 4500 528 6600 0,54 5400 48,0 6,0
лаждение за 10 мин, 20 ч, 600° С
*/).£. Martin а. А. Н. Geisler. J. appl. Phys., 24, 1953, р. 498.
Здесь следует упомянуть также о сплавах марганец — висмут. Из-
вестно, что марганец становится ферромагнитным благодаря расшире-
нию его решетки (см. об этом табл. 5).
1 См. также Е. Friedrich u. A. Kussmann. Phys. Z., 36, 1935, S. 185—192.
2 A. H. Geisler a. D. L. Martin. J. appl. Phys., 23, 1932, p. 375.
3 ]. B. Newkirk, A. H. Geisler, D. L. Martin a. /?. Smoluchowski. J. Metals, 2, 1950, p. 1249—
1260.
479> Такие и даже еще ббльшие значения магнитной энергии 88 ктл • (а/м), или 11-10® гс э,
в настоящее время получены (правда, пока еще в лабораторных условиях) на сплавах системы
Fe — Ni — Al — Со. Однако сплавы Pt — Со деформируемые и поэтому для очень мелких магнитов
пока единственно пригодные. Из них сейчас изготовляют, в частности, магниты для наручных
электвнческнх часов.
1232
СПЛАВЫ ЖЕЛЕЗА С Be, Pt, Pd, Zn, U, Ag, Au
Гексагональная сверхструктурная фаза MnBi ферромагнитна и об-
ладает очень высокой анизотропией. Если выплавить и отжечь так сплав,
чтобы образовалась сверхструктура, затем его измельчить и отделить
немагнитную часть, а магнитную спрессовать и подвергнуть спеканию
в магнитном поле, то можно получить магнитную энергию выше
40 ктл (а/м) (5-106 гс-э). Коэрцитивная сила висмутида марганца со-
ставляет около 272 ка/м (3400 э), остаточный магнетизм 0,43 тл
(4300 гс) *. Если магнит состоит только из MnBi-фазы и полностью уста-
новлен в наиболее благоприятном магнитном направлении, то теорети-
чески максимальная магнитная энергия будет равна 144 ктл- (а/м)
(18-106 гс-э) 1 2-48°).
Палладий расширяет у-область и образует с у-железом прерывные
твердые растворы. При низком содержании палладия существует, как
и в сплавах с никелем, область необратимых превращений. При более
высоком содержании палладия образуются две сверхструктуры, соот-
ветствующие FePd и FePd2. Сплавы железа с палладием ферромагнит-
ны. В литых сплавах в районе 50% (атомн.) Pd можно получить после
•отпуска коэрцитивную силу около 12,8 ка/м (160 э) 3.
При добавке 7% Fe к металлическому неодиму наблюдается такая
же высокая коэрцитивная сила, как и в сплавах кобальт — платина, но
остаточный магнетизм, порядка 0,08 тл (800 гс), значительно ниже4.
Система эта исследована еще недостаточно 481>.
Циик расширяет у-область. Изготовление и исследование сплавов
железа с цинком затруднительно, так как цинк кипит при 906° С. В си-
стеме железо — цинк нет непрерывных твердых растворов, но имеется
соединение железа с цинком. Максимальная растворимость цинка
в a-железе достигает 20% Zn при 623° С. Свойства железоцинковых
сплавов подробно не изучены. Значение цинка в комбинации с железом
определяется защитным действием цинковых покрытий. Но это выходит
за рамки настоящей книги и потому подробно не рассматривается.
Уран относится к карбидообразующим элементам. Однако карбид
урана почти целиком растворяется в аустените, так что благодаря при-
садкам урана к углеродистой стали увеличивается ее устойчивость про-
тив отпуска5 6. Правда, в высокоуглеродистых урановых сталях появ-
ляется при сравнительно низких температурах (окоДо 1000° С) легко-
плавкая эвтектика, что затрудняет полное использование специальных
карбидов. На практике присадки урана не имеют никакого значения,
хотя в различных патентных заявках рекомендовались присадки урана,
например к быстрорежущей стали.
Серебро железе не растворяется6, поэтому чистые железосере-
бряные сплавы неупотребительны, хотя иногда отмечалось, что они
1 Е. Adams, W. М. Hubbard а. А. М. Syeles. J. appl. Phys,, 23, 1952, р. 1207—1211.
2 С. GuiUaud. Диссертация, Страсбург, 1943.
48°) Магниты из MnBi, по крайней мере в Советском Союзе, несмотря на высокие магнитные
характеристики практического применения пока не получили главным образом из-за очень слож-
ной технологии изготовления, большого температурного коэффициента остаточной индукции и не-
обратимого размагничивания при низких температурах. В последнее время ведутся успешные
работы по получению постоянных магнитов в системах Мп — Al; Мп — Zn; Мп — Al — Ge и др.
3 IF. Jellinghaus. Z. techn. Phys., 17, 1936, S. 33—36.
4 V. Drozzina u. F. Janus. [В. Дромжина и Я. Янус, Nature, 135, 1935, S. 36—37; см. также
A. Kussmann. Arch. Elektrotechn., 29, 1935, S. 297—332.
481) В советском исследовании было показано [155], что легирование палладием в количестве
0,9% (аналогичный эффект дает легирование «катодными присадками» платиной и медью) сильна»
уменьшает скорость коррозии стали 1Х18Н9 в серной кислоте и стали с 27% Сг в растворах серной,
муравьиной и щавелевой кислот. Недавно эти положения были подтверждены н в зарубежной ра-
боте. На этом основании предлагается новый принцип легирования кислотостойких сталей.
5 Н. Bennek u. G. Holzscheiter. Techn. Mitt Krupp. 3, 1935, S. 196—204; Arch. Eisenhiittenw.,
9, 1935—1936, S. 193—200.
6 F. Wever. Arch. Eisenhiittenw., 2, 1928—1929, S. 739—748.
ДОПОЛНЕНИЕ
1233
обладают высокой коэрцитивной силой 482>. Иначе действуют присадки
серебра к нержавеющей аустенитной хромоникелевой стали, в кото-
рой серебро растворяется до 1 % 1 2- Но фактически серебро находится
здесь большей частью в форме суспензии., Согласно исследованиям ав-
тора, растворимость серебра в стали 18/8 достигает максимально 0,3%.
Прибавки серебра как будто улучшают устойчивость стали против раз-
рушения по границам зерен 3, а также повышают стойкость против то-
чечной коррозии в растворах хлоридов. Однако опыты, проведенные
с такого рода сплавами, дали противоречивые результаты, так что при-
менение сплавов на практике отсутствует.
Золото расширяет у-область железа, однако растворимость его как
в a-железе, так и в у-железе ограниченная, так что фазовые превраще-
ния и процессы выделения здесь аналогичны тем же процессам в систе-
ме железо — медь. До настоящего времени нельзя назвать каких-либо
особенных изменений свойств, которые сделали бы целесообразным при-
менение дорогого благородного металла —- золота в качестве элемента,
легирующего железные сплавы.
Ч. Дополнение
Представляется целесообразным привести дополнительно наиболее
характерные результаты, полученные в новых исследованиях4 о выде-
лении специальных карбидов.
Преимущественно в разделе «Ванадий» был разобран вопрос о вы-
делении специальных карбидов (стр. 828). Поскольку ванадий образует
только один специальный карбид и не образует карбидных твердых
растворов со взаимной растворимостью железа или ванадия, возникает
возможность (при соответствующем содержании ванадия и углерода
и при определенных температурах) выделения карбида ванадия из
аустенита в первую очредь. Такое предварительно протекающее выделе’
ние специального карбида может, очевидно, «развязать» у«-превра-
щение.
На рис. 987 сталь еще содержит при температуре аустенитизации
(1120° С) нерастворенные карбиды. Специальные карбиды выделяются
из аустенита уже при сравнительно большой скорости охлаждения и за-
долго до начала у-*a-превращения соответственно пунктирной линии.
Положение этой линии известно только приблизительно, что вытекает из
специфики наблюдений при непрерывном охлаждении. Эти спецальные
карбиды образуются преимущественно по границам зерен, где частично
находятся также крупные нерастворимые первичные карбиды (рис. 988).
Этот снимок показывает далее, что после выделения пограничных кар-
бидов начинается превращение в форме эвтектоидного распада. При бо-
лее длительной выдержке или при более высокой температуре, когда
расстояния между пластинками эвтектоида больше, можно наблюдать
раздельный рост пластинок, о чем свидетельствует зубчатая граница
1 W. Zumbusch. Stahl u. Eisen, 55, 1935, S. 860.
482) Слабую растворимость серебра в сплавах типа пермаллой предлагалось [23] использовать
для повышения у этих сплавов постоянства магнитной проницаемости в слабых полях.
2 USA-Patent, № 2156915. — Steel, 104, 1939, № 24, р. 58 и. 61. См. также R. J. Norton.
Metals and Alloys. 11, 1940. p. 18—19.
3 DRP 658635 от 7.1.1932. (I. G. Farbenindustrie).
4 A. Rose u. L. Rademacher. Stahl u. Eisen. Далее см. Atlas zur Warmebehandlung de Stahie,
Teil III, Dusseldorf, 1956.
78 Э. Гудремон, т. 11
1234
ДОПОЛНЕНИЕ
между эвтектоидом и непревращенным аустенитом (рис. 989). При низ-
кой температуре, когда возможность диффузии атомов легирующего эле-
мента сильно затруднена, может начаться образование обычного перли-
та, в котором карбидной составляющей будет цементит.
Эти процессы можно еще лучше наблюдать в низколегированных
сталях, иногда с высоким содержанием ванадия. Так, рис. 990 показы-
вает, что при 750Q С во время превращения, начинающегося также от
границ зерен, наряду с ферритом тотчас же образуются очень мелкие
----- Время ----у ас nt
Рис. 987. Диаграмма превращения при непрерывном охлаждении жаропрочной стали с
0,28VtC; 2,57% Сг; 0,35% V; 8,88% W. Ас1н и Ас1к —начало и конец образования аустени-
та при иагреве. Цифры на кривых охлаждения: доля превращенной структуры (%); твер-
дость HV (цифры в кружках); количество остаточного аустенита (ОД) [по A. Rose и.
L. Rademacher. Atlas zur Warmebehandlung der Stable, Teil III, Dusseldorf, 1956]
частицы специальных карбидов. При 710° С протекает нормальное об-
разование перлита, содержащего Fe3C. В этом случае также можно ви-
деть, что одновременно с появлением феррита выделяется и специаль-
ный карбид как в доэвтектоидном феррите, так и в перлитном феррите
(рис. 991). Здесь можно, следовательно, говорить о тройном эвтектоиде.
Такого рода структура наблюдается прежде всего в сталях, содер-
жащих ванадий, но формы образования этих специальных карбидов
подобны тем, которые многократно наблюдались при процессах выде-
ления специальных карбидов молибдена,_3. При непрерывном охлаж-
1 A. Hultgren с сотр. Kungl. Svenska Vetenskapsakad Handl., 4 Ser., 4, № 3, Stockholm.
1953.
2 L. Habraken. Sur la Metallographia electronique, Luttich, 1953.
3 F. Wever, A. Krisch u. H. J. Wiester. Arch. Eisenhiittenw., 26, 1955, S. 463—474.
ДОПОЛНЕНИЕ
1235
Рис. 988. Выделение карбидов по границам
зерен и начинающееся отсюда превращение
в жаропрочной стали (см. рис. 986). X15000.
Термическая обработка: 15 мин, 1120° С + 7 ч,
660° С, вода [по .4. Rose, L. Rademacher ц.
A. Schrader. Не опубликовано]
Рис. 989. Образование двойного эвтектоида и
фронт его роста иа границе с аустенитом в
жаропрочной стали (см. рнс. 987). Х15000.
Термическая обработка: 15 мин, 1120° С + 1 ч,
750° С, вода [по .4. Rose, L. Rademacher u.
Д. Schrader. Не опубликовано]
Рис. 990. Начало изотермического превраще-
ния, протекающего при одновременном обра-
зовании феррита и специального карбида в
стали с 0,39% С; 1.45®/» Сг; 0,47% Мо; 0,70% V;
0,55% W в течение 15-минутиой выдержки при
750° С; резкое охлаждение с 1100° С. ХЮ 000.
[по A. Rose, L. Rademacher u. A. Schrader.
Не опубликовано]
78*
Рис. 991. Изотермическое превращение в ста-
ли, указанной на рис. 990, в течение 35 мин
при 710° С. X20 000 [по4. Rose, L. Rademacher
u. A. Schrader. Не опубликовано]
1236
ДОПОЛНЕНИЕ
дении хромистой стали с добавкой молибдена по границам зерен доэв-
тектоидного феррита происходит выделение специальных карбидов мо-
либдена, которые различимы уже в оптический микроскоп (рис. 992).
При выбранной здесь скорости охлаждения 3° С/мин не обнаруживается
выделения карбидов вплоть до 765° С; при охлаждении до 725° С по гра-
Рис. 992. Увеличивающееся карбидообразование по границам зерен и внутри зерна и начинаю-
щееся образование перлита при непрерывном охлаждении со скоростью 3° С!мин в стали с
0,12% С; 2,28% Сг; 1,04% Мо. Аустенитизация в течение 15 мин прн 980° С. Х1000 [по A. Ro-
se u. L. Rademacher. Не опубликовано]:
а — охлаждение до 765° С, затем в воде; б — охлаждение до 725° С, затем в воде; в — охла-
ждение до 710° С, затем в виде; г — охлаждение до 695° С, затем в воде
ницам зерен появляются карбиды, которые при 710° С распространяют-
ся внутрь зерна и частично располагаются в форме некоей субструкту-
ры. При охлаждении до 695° С к этому процессу присоединяется образо-
вание перлита, идущее от границ зерен, которые являются как бы
зародышами для его кристаллизации.
Этот пример имеет целью подчеркнуть особенности в общем ходе
процесса превращений и указать на необходимость дальнейших деталь-
ных исследований в этой области.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
1237
Ш. Заключение
При появлении «Введения в науку о специальных сталях» еще
в 1935 г. создавалось впечатление, что развитие специальных сталей
достигло некоторого поворотного пункта. В течение четырех-пяти пред-
шествующих десятилетий развитие специальных сталей и изучение их
свойств протекало на чисто эмпирической основе; так, применение пер-
вых легированных сталей (никелевых и хромистых) относится к тому
периоду, когда отсутствовало еще достаточно точное знание системы
железо — углерод. Как почти .во всех областях техники, так и в метал-
лургии железа научное и теоретическое познание отставало особенно
длительное время от практического развития. Эмпирический метод ра-
боты обусловил проведение многих тысяч трудоемких исследований
структуры всевозможных сплавов и их разнообразных свойств — меха-
нических, химических, физических, и можно лишь удивляться, как быст-
ро, несмотря на это, продвигалось вперед применение специальных ста-
лей. Такое многообразие и обилие результатов эмпирического исследова-
ния неизбежно вызывает чувство растерянности у тех, кто впервые стал-
кивается с изучением специальных сталей, и требуется многолетний
опыт, чтобы освоить этот огромный фактический материал.
Но при таком развитии техники наступает момент, когда исследова-
тели начинают классифицировать разрозненные факты и познавать их
во взаимодействии, т. е. наступает этап рождения общих зависимостей.
Тогда необычайно быстро появляются точки соприкосновения между
теорией и практикой, причем теория приобретает возрастающую важ-
ность и значение, а практика постепенно их утрачивает. В истории раз-
вития легированных специальных сталей этот поворотный пункт был
достигнут, как кажется, два десятилетия тому назад. Многие из описан-
ных во «Введении» систематизированных закономерностей являются се-
годня уже всеобщим достоянием не только работников техники, которые
практически занимаются соответствующими вопросами, но и выпускни-
ков высших школ и университетов. Уже разделение элементов по их
влиянию на превращения железа (расширение или сужение у-области)
позволяет объединить в большие группы принципиальные изменения
свойств стали и выработать общие точки зрения на ее термическую об-
работку и обработку давлением (критическая скорость охлаждения, ре-
кристаллизация ферритных и аустенитных сплавов, магнитные свойст-
ва) . Сродство отдельных групп элементов к углероду и далеко идущие
аналогии во влиянии специальных карбидов в стали позволяют сделать
дальнейшие общие выводы теоретического и практического характера.
Эти знания в последний период дополняются исследованием диспер-
сионно твердеющих сплавов. Если раньше все легированные стали рас-
сматривались в большей или меньшей мере с точки зрения влияния каж-
дого легирующего элемента на диаграмму состояния и на поведение
сплавов железо — углерод, то теперь может быть применен новый путь
желательного изменения свойств стали, и в настоящее время все возмож-
ности этого направления еще далеко не исчерпаны. И в этой более мо-
лодой области уже хорошо известен ряд аналогий в действии элементов
и выведены зависимости между термообработкой и изменением важных
свойств (твердости, устойчивости против отпуска, коэрцитивной силы).
Результаты исследований тройных систем железо — вольфрам — ко-
бальт и железо — молибден — кобальт, а также процессов выделения
1238
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
в феррите, аустените и в структурах, образующихся при их превраще-
нии, позволяют распространить полученные при этом принципиальные
выводы на подобные же явления в системах железо — титан — кобальт,
железо — титан — никель, железо — бериллий — кобальт и т. д. Сами
процессы выделения в сталях становятся более понятными при учете
явлений дисперсионного твердения. Процессы, наблюдаемые в сплавах
алюминий — медь, алюминий — серебро — однофазный распад твердых
растворов при низких температурах, образование метастабильных про-
межуточных выделений при несколько более высоких температурах, вы-
деление стабильных фаз из пересыщенного раствора при наивысших тем-
пературах выделения — теперь рассматриваются как процессы, имеющие
общее значение, применимые и к сталям. Сюда относятся также процес-
сы упорядочения. В железных сплавах они еще нуждаются в более
точном исследовании и понимании; Какое значение имеют подобного
рода соображения, наглядно показывают результаты изучения и объяс-
нения процессов старения стали, всегда содержащей углерод и азот.
Теперь при изучении влияния новых легирующих элементов на
структуру и свойства железа мы идем не только по одному единственно-
му тернистому пути эмпирического исследования. Исходя из точного
знания двойных и тройных систем, а также из общих положений метал-
ловедения, становится достаточным провести пробные опыты сразу же
на образцах отдельных критических составов. Они делают возможными
общие предсказания, указывают направления для дальнейших исследо-
ваний и дают основания для суждения о возможных свойствах новых
сталей.
Большое значение для создания систематических зависимостей име-
ло исследование кристаллической структуры с помощью рентгеновских
лучей. Здесь следует указать прежде всего на закономерную зависи-
мость между атомными радиусами и структурой, а именно — в отноше-
нии действия легирующих элементов как на гомогенные твердые раствог
ры, так и на образование интерметаллических соединений (фазы Юм-
Розери, Лавеса, Хэгга), затем — на характерные изменения в решетке
твердых растворов в начальной стадии процесса выделения (зоны
Гинье —Престона) и при дальнейшем ходе этого процесса (когерентное
или некогерентное выделение). В предыдущем изложении уже не раз
делались указания на то, что с характером кристаллической структуры
a-железа (или у-железа) связаны определенные свойства — способность
к кристаллизации, прочность в горячем состоянии, пластичность, упроч-
нение при холодной обработке, магнитные свойства. Если, как это уста-
новлено, например, большие атомные расстояния в феррите по сравне-
нию с аустенитом благоприятствуют росту кристаллов, то влияние раз-
личных легирующих элементов на параметр решетки железа становится
особенно важным. Примером в этом отношении является уменьшение
роста кристаллов (малая чувствительность к перегреву) при введении
в сталь кобальта — элемента, уменьшающего период решетки железа
в противоположность никелю и марганцу, которые расширяют решетку.
Кобальт точно так же замедляет все процессы выделения в железных
сплавах, создавая тем самым в решетке значительные остаточные на-
пряжения и вызывая соответствующие изменения свойств, как например
коэрцитивной силы и т. д. Более глубокий анализ процессов деформа-
ции и рассмотрение роли дефектов решетки, особенностей перемещения
атомов, образования субструктуры при возврате, а также рекристалли-
зации уже открыли новые широкие перспективы. Увеличение склонности
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
1239
к хрупкому излому благодаря таким элементам, как кремний и фосфор,
может быть объяснено только при дальнейшем изучении кристалличе-
ской структуры соответствующих твердых растворов, и многие вопросы
о строении и свойствах железа и стали найдут ответ при изучении дейст-
вия ничтожных содержаний примесей. Такие проблемы, как отпускная
хрупкость, быть может, будут окончательно разъяснены при дифферен-
цированном рассмотрении процессов диффузии (диффузия через вакан-
сии в решетке и диффузия по границам зерен).
Объяснение изменений свойств, прежде всего физических, в связи
с атомным строением представляется многим металлургам в настоящее
время еще слишком сложным, однако решение этой задачи успешно про-
двигается вперед. И если, с одной стороны, многообразие и сложность
методов и результатов исследования угрожает чрезвычайно затруднить
общий научный обзор явлений, то, с другой стороны, углубленное про-
никновение в физическую теорию твердого тела, включая сюда, разумеет-
ся, термодинамику, позволяет устанавливать все более широкие и взаи-
мосвязанные точки зрения, которые успешно противодействуют раздроб-
лению науки на отдельные специальные области и в возрастающей
степени демонстрируют всеобщность физической теории твердого тела.
Дополнительная литература
1. О. A. Boedtker и. Л, Duwiz. U. S. Govt. Res. Rep.. 1962, v. 37, №10, p. 31.
2. Л. Г. Орлов. Физика металлов и металловедение, 1962, т. 13, вып. 2, с. 288.
3. В. Джонстон и Дж. Гилман. Успехи физических наук, 1960, т. 70, вып. 3, с. 489.
4. Б. А. Дроздовский, и Я. Б. Фридман. Влияние трещин иа механические свойства конструкцион-
ных сталей. Металлургиздат, 1960; Некоторые проблемы прочности твердого тела. Сб., по-
священный 80-летию Н. Н. Давиденкова, Изд. АН СССР, 1959, с. 280.
5. В. С. Меськин. Основы легирования стали. Металлургиздат, 1964.
6. И. И. Корнилов. Изв. сектора физ.-хим. анализа, 1949, т. 18, с. 72.
7. G. A. Moore. J. Met., 1953, v. 5, № 11, р. 1443.
8. A. Kochendorfer u. Н. Ewertz. Arch. Eisenhiittenw., 1959, Bd 30, № 7, S. 441.
9. H. Thomas. Z. Physik, Bd. 129. 1951, № 2, S. 219; Metall, 1956, Bd 10, № 3/4, S. 95.
10. В. С. Меськин, P. И. Сергиенко и Л. А. Попова. Физика металлов и металловедение. 1962
т. 13, вып. 1, с. 126.
11. В. С. Меськин, Сб. «Современные вопросы физического металловедения», изд. Ленинградско-
го Дома научно-технической пропаганды, 1962,
12. V. Wyss. Metal Progr., 1963, v. 83, № 1, p. 86; см. также Iron Age Metalw. Intern., 1963, v. 2,
№ 6, p. 13.
13. Сталь, 1951, № 6, c. 516; И. E. Подыногин и H. С. Юдин. Сталь, 1961, № 10, с. 889.
14. А. А. Шерстюк и Ю. А. Шульте. Металловедение и термическая обработка металлов, 1963.
№ 5, с. 29.
15. А. М. Вейнгартен, В. А. Делле, А. В. Носкин, Н. Н. Соколов, Е. В. ТовстыХ и В. М. Шпейз-
ман. Судостроительная сталь, Судпромгиз, 1962.
16. Metal Progress, 1960. v. 78, № 5 Mater. Design. Engng, 1962, № 5, см. также Металловедение
и термическая обработка металлов, 1963, № 7, с. 52.
17. В. С. Меськин, Ю. М. Марголин, Ц. М. Сахнович. Труды НИИ, вып. 4, 1944, с. 57.
18. Ю. А. Геллер, Инструментальные стали. Металлургиздат, 1981.
19. Metal Progress, 1961, v. 79, № 6, р. 96—В: из Metals Handbook 1961, v. 1, р. 637—778
(Tool Materials).
20. А. С. Займов ский, В. В. Усов и Л. А. Чудновская. Металлы и сплавы в электротехнике
(т. I, Магнитные материалы; т. II, Проводниковые, реостатные и контактные материалы).
Госэнергоиздат, 1957.
21. Н. Н. Качанов. Металловедение и термическая обработка металлов, .1962, № 2, с. 7; 1962,
№ 12, с. 15; А. С. Шейн, А. А. Царева и В. Д. Федотова. Труды Всесоюзного научно-иссле-
довательского конструкторско-технологического института подшипниковой промышленности,
1960, № 2 (22), с. 102; Д. С. Ларионова и Л. Д. Лапошко. Там же, 1961, № 2 (26), с. 95.
22. Т. V. Philip, А. Е. Nehrenberg u G. Steven. Metal Progress, 1961, 79, № 5, р. 169; см. также
1960. v. 78, № 4, р. 82; il961, v. 80, № 4, р. 104.
23. В. С. Меськин. Ферромагнитные сплавы. Металлургиздат, 1937.
24. М. Л. Бернштейн, Э. Л. Демина и К. Э. Сафонова. Металловедение и термическая обработка
металлов,' 1962, № 1, с. 23.
25. Z). W. С. Baker и. /. Е. Eaton. Engineering, 1963. v. 195, № 5053, р. 302.
26. К. J. Irvine D. Т. Llewellyn и. F. В. Pickering. J. Iron Steel Inst., 1959, v. 192, № 3, p. 218;
см. также Г. Г. Мухин. Металловедение и термическая обработка металлов, 1960, № 8, с. 57.
27. Э. Г. Фельдгандлер и М. В. Приданцев. Сталь, 1961, № I, с. 58.
28. Af. В. Приданцев и А. А. Бабаков. Сталь, 1962, № 11, с. 1035.
29. В. С. Меськин и И. С. Симхович. Труды Ленинградского ин-та авиац. приборостроения,
вып. 20, 1958; Приборостроение, 1957, № 5, с. 8.
30. А. И. Нефедов и П. И. Борзова. Сталь, 1959, № 9, с. 835.
31. А. С. Займовский и А. М. Опаркин. Остаривание сталей для постоянных магнитов. Энерго-
издат, 1934.
32. М. И. Раевская. Изв. АН СССР, ОТН. Металлургия и топливо, 1959, Ns 4, с. 114; Изв. АН
СССР, Серия физ., 1959, т. 23, № 3, с. 266.
33. R. A. Lula, A. J. lena u. G. С Kiefer. Trans. ASM, 1954, v. 46, p. 197.
34. В. С. Меськин, Б. Е. Сомин и А. С. Нехамкин. ЖТФ, 1941. т. 11, вып. 10, с. 918; В. С. Меськин,
Ю. М. Марголин и А. С. Нехамкин. Труды НИИ, вып. 4, 1944, с. Б.
35. Б. И. Медовар. Сварка хромоникелевых аустенитных сталей, 2-е изд. Машгиз, 1958.
36. Э. С. Гинзбург и др. Исследования по жаропрочным сплавам, т. 6. Изд. АН СССР. 1960,
с. 140; Н. С. Горбунов и др. Исследования по жаропрочным сплавам, т. 7. Изд. АН СССР,
1961, с. 263. См. также сб. <Борьба с коррозией двигателей внутреннего сгорания н газотур-
бинных установок». Машгиз, 1962, с. 158, 190, 202, 228, 245.
37. Ю. И. Арчаков, И. Д. Гребешкова и В. П. Теодорович. Сталь, сб., Металлургиздат, 1961, с. 424.
38. Т. Class, Stahl u. Eisen, 1960, Bd 80, № 7, S. 1117; 1959, v. 81, p. 92.
39. В. С. Меськин, Э. А. Суказов я Ю. Г. Сергеев. Изв. высших учебных заведений. Черная ме-
таллургия, 1961, № 3, с. 153.
40. Я. С. Уманский и С. С. Горелик. Физические основы металловедения. Металлургиздат, 1955.
41. М. В. Приданцев. Влияние примесей и редкоземельных элементов на свойства сплавов. Ме-
таллургиздат, 1962.
ДОПОЛНИТЕЛЬНАЯ ЛИТЕРАТУРА
1241
42. Л. П. Копп. Новые вольфрамовые конструкционные стали, Изд. Ленинградского Дома науч-
но-технической пропаганды. 1959.
43. Металловедение и термическая обработка стали, Справочник, 2-е изд., Металлургиздат, 1962.
44. В. С. Меськин и Н. И. Лапкин. Физика металлов и металловедение, 1955, т. 1, вып. 1, с. 158.
45. Я. М. Потак. Хрупкие разрушения стали и стальных деталей. Оборонгиз, 1955.
46. О. Л. Бендрышев и Я- Б. Фридман. Металловедение и термическая обработка металлов, 1955,
№ 2, с. 33.
47. £. A. Hanser u М. С. Metzger. Metal Progress, 1961, v. 79, № 3, p. 97.
48. А. Д. Ассонов. Металловедение и термическая обработка металлов, 1960, № 12, с. 47; 1961,
№ 10, с. 56
49. В. С. Меськин и А. С. Нехамкин. Сталь, 1944, № 5—6, с. 164.
50. Н. U. Meyer. Metal Progress, 1961, v. 79, № 1, p. 70; Stahl u. Eisen, 1960, Bd 80, № 13, S- 899.
51. J. W. Spretsak u. W. J. Taylor. Тгапз. ASM, 1954, v. 46. p. 1168. ,
52. Metal Progress, 1961, v. 79, № 6, p. 96—B; Metals Handbook, 1961, v. 1, p. 637—778 (Tool Ma-
terials).
53. А. П. Гуляев. Сталь, 1946, № 3, с. 188.
54. И. Г. Ривкин. Материалы конференции по закалке в горячих средах. Ярославль, 1957, с. 250.
55. В. С. Меськин. Сталь, 1947, № 5, с. 429.
56. Ю. В. Ельцин. Сталь, 1951. № 10. с. 915; С. Л Me Hargue и др. Trans; ASM, 1954, v. 46, р. 716.
57. К. Bungardt u. R. Oppenhein. Stahl und Eisen, 1956, Bd 76, № 11, S. 669 (и дискуссия).
58. Л R. Handyside, !. C. Hamaker u. D. H. Yates. Metal Progress, 1963, v. 63, № 6, p. 78.
59. M. M. Штейнберг, Л. Б. Сабун и T. С. Шабашова. Металловедение и термическая обработка
металлов, 1962, № 1, С 29.
60. Н. J. Goldschmidt. J. iron Steel Inst., 1962, v. 170, № 3, p. i89.
61. А. Г. Иванов и В. M. Латаш. Сталь, 1961, № 7, с. 637.
62. В. С. Меськин и Л. А. Кирмалов. Металловедение н термическая обработка металлов, 1963,
№ 4, с. 20.
63. И. И. Корнилов. Физико-химические основы жаропрочности сплавов. Изд. АН СССР, 1961.
64. Н. I. Wiester и др. Stahl u. Eisen, 1959, Bd 79, № 16, S. 1120; Arch. Eisenhiittenw., 1961, Bd 32,
№ 8, S. 541. См. также Сталь, 1960, № 8, с. 755; Металловедение и термическая обработка
металлов, 1962, № 11, с. 55.
65. М. С. Михалев и М. И. Гольдштейн. Сталь, 1960, № 11, с. 1026
66. П. Я. Каюшников. Современные сплавы и их термическая обработка. Сб., Московский Дом на-
учно-технической пропаганды, Машгиз, 1958.
67. Л Gien. Welder, 1962, v. 31, № 149, р. 2: № 150, р. 31.
68. Arch. Eisenhiittenw., 1957, Bd 28, № 5/6 u. № 11.
69. Л. Я. Либерман и М. И. Пейсихис, Справочник по свойствам сталей, применяемых в котло-
турбостроении, 2-е изд. ЦКТИ, кн. 32, Машгиз, 1958.
70. П. Б. Михайлов-Михеев. Справочник по металлическим материалам для турбино- и моторо-
строения. Машгиз, 1961. *
71. М. Л. Бернштейн. Стали и сплавы для работы при высоких температурах. Металлургиздат,
1956.
72. М. Ф. Шешенев и И. В. Игнатова. Труды ЦНИИТМАШ, кн. 105. Машгиз, 1962, с. 114.
73. Старение сплавов, перев. с англ. Металлургиздат, 1962.
74. У. Беттеридж. Жаропрочные сплавы типа нимоник, перев. с англ. Металлургиздат, 1961.
75. М. В. Приданцев и Г. В. Эстулин. Сталь, 1960, № 9, с. 838; 1960, № 10, с. 936; 1957, № 7,
с. 636; Металловедение и термическая обработка металлов, приложение к ж-лу «Сталь».
Металлургиздат, 1959.
76. A. W. Cochard. J. Met., 1956, v. 8, № 10, Pt 2, p. 1295; Магнитные свойства металлов и спла-
вов, сб. перев. с англ, под ред. С. В. Вонсовского. ИЛ, 1961, с. 328.
77. В. С. Меськин, Б. Е. Сомин. Сталь, 1938, № 6, с. 32.
78. И. Г. Гутовский и Я- П. Селисский. Физика металлов и металловедение, 1956, т. 2, вып. 2,
с. 375.
79. Л. И. Коган и Р. И. Энтин. Изв. АН СССР, ОТН, 1955, № 1, с. 67; Е. J. Whittenberger,
R. R. Burt a. D. 1. Carney. Journal of Metals, 1956, v. 8, № 8, part 2, p. 1008.
80. H. П. Жетвин, В. Л. Тунков, М. А. Перцев, А. И. Паисов и А. Н. Подвойский. Технически
чистое железо. Металлургиздат, 1962.
81. А. Г. Рахштадт, О. Н. Мещеринова, А. И. Гневно и С. А. Сошников. Сталь, 1962, № 11, с. 1041.
82. Н. Ф. Дубров, И. А. Горлач и М. В. Ляско. Сталь, 1960, № 7, с. 645.
83. И. Ф. Дубров и Н. И. Лапкин. Электротехнические стали. Металлургиздат. 1963.
84. Я. И. Коган. Физика металлов и металловедение, 1955, т. I, вып. 2; К. Divis. Elektrotechnik,
1955, Bd 9, S. 94; О. Кубашевский и Б. Гопкинс. Окисление металлов и сплавов. Изд-во
«Металлургия», 1965; Н. Schenk и. П. KUppersbusch. Stahl и. Eisen, 1963, Bd 83, № 3,
S. 154.
85 Листопрокатное производство, сб., Металлургиздат, 1960.
86. R. R. Giler. Industrial Heating, 1956, № 10, р. 2038.
87. С. М. Баранов. Сталь, 1948, № 2, с. ПО; 1948, № 4, с. 346; Металловедение и термическая
обработка металлов, 1956, № 12, с. 40.
88. И. М. Кокаренко, Н. Ф. Дубров и Н. А. Баранова. Бюллетень Уральского научно-исследова-
тельского института черных металлов, 1956, № 1. с. 645.
89. W. S. Mounce u A. J. МйИег. Met. Progr., 1960, v. 77, № 2, р. 91.
9С. Н. A. Sailer и др. См. пеф. в Met. Progr., 1955, v. 68, № 5, р. 164.
91. Е. R. Morgan а. V. F. Zackay. Met. Progr., 1955, v. 68, № 4, p. 128.
92. J. F. Nachman a. W. J. Buehler. Electrical Manufacturing, № 11, 1956; Б. Г. Лившиц,
H. Г. Лахман и К. В. Эммиль. Труды ЦНИИЧМ, вып. 23, Металлургиздат, 1960, с. 194.
93. Г. Рейнбот. Технология и применение магнитных материалов. Перев. с нем. Госэиергоиздат,
1963.
94. И. М. Пузей, Б. Я. Плучек и В. А. Суворов. Сталь, 1961, № 8, с. 742.
95. Р. Бозорт. Ферромагнетизм, перев. с англ. ИЛ, 1956.
96. М. М. Бородкина, 3. Н. Булычева и Я. П. Селисский. Физика металлов и металловедение,
1960. т. 9, вып. 3, с. 390.
97. F. Lihle u. Р. Zemsch. Arch. Eisenhiittenw., 1965, Bd 26, № 9, S. 535.
98. А. С. Займовский и др. Качественная сталь, 1936, № 10, с. 31; Электричество, 1937, № 20. с. 22.
99. Б. Г. Лившиц. Сталь, 1941. № 6, с. 40.
КЧ). Б. Г. Лившиц. Высококоэрцитивиые сплавы. Металлургиздат, 1945; Б. Г. Лцвшиц и В. С. Львов.
Вы со ко коэрцитивные сплавы. Металлургиздат, 1960.
101. А. А. Шекалов. Автореферат диссертации. «Исследование высококоэрцитивных Fe — Ni — Al
сплавов с добавкой меди», 1954.
1242
ДОПОЛНИТЕЛЬНАЯ ЛИТЕРАТУРА
102. Я. ЛЬ Довгалевский. Сплавы для постоянных магнитов. Металлургиздат, 1954.
103. В. А. Делле. Легированная конструкционная сталь. Металлургиздат, 1953,
104. F. Assmus u. F. Pfeiier. Metall, 1953, Bd 7, Ke 5/6, SZ 189.
105. H. Г. Шульга. Научные записки Львовского политехнического ии-та, 1956, вып. 43, с. 55.
106. И. Г. Шульга, Ю. А. С каков и В. С. Львов. Научные записки Львовского политехнического
ии-та, 1955, вып. 31, с. 13.
107. Я. Смит и X. Вейн. Ферриты, перев. с англ. ИЛ, 1962.
108. Л. И. Рабкин. Высокочастотные ферромагнетики, Физматгиз, 1960, с. 205—375.
109. Ферриты. Доклады III Всесоюзного совещания по ферритам. Изд. АН БССР, 1960.
ПО. И. Fahlenbrach. Elektro-Anz. Ausg. ges. Ind., Bd 15, 1962, № 34, S. 465.
111. E. С. Боровик и И. Г. Яковлева. Физика металлов и металловедение, 1962, т. 14, № 6, с. 927.
112. В. И. Свечников и И. С. Алферова. Сталь, 1947, № 4, с. 331.
113. М. Л. Королев. Азот как легирующий элемент в стали. Металлургиздат, 1961.
114. Р. И. Мишкевич, П. И. Солнцев и А. В. Смирнов. Металловедение и обработка металлов,
1957, № 2, с. 49.
115. Сталь, 1960, № 5, с. 424
116. И. А. Галактионова. Водород в металлах. Металлургиздат, 1959.
117. Специальные стали и сплавы, сб. трудов ЦНИИЧМ, вып. 17. Металлургиздат, 1960.
118. Я. И. Коган и С. В. Бронин. Физика металлов и металловедение, 1959, т. 8, вып. 4, с. 535.
119. Р. И. Энтин и Л. И. Коган. Металловедение и термическая обработка металлов, 1961, № 7, с. 7.
120. С. 3. Бокштейн. Структура и механические свойства легированной стали. Металлургиздат, 1954.
121. М. Е. Блантер. Фазовые превращения при термической обработке стали. Металлургиздат, 1962;
Металловедение и термическая обработка металлов, 1961, № 11, с. 12; 1960, № 14, с. 2.
122. А. II. Гуляев. Термическая обработка стали. 2-е изд. Машгиз, 1960.
123. Ю. А. Скоков. Металловедение и термическая обработка, 1961, № 1, с. 15; 1962, № 3, с. 20;
Arch. Eisenhiittenw., 1961, Bd 32, № 8, S- 573.
124. В. С. Меськин, Р. И. Мишкевич, А. А. Алалыкина и Ю. И. Беляева. Металловедение и тер-
мическая обработка металлов, 1960, Кс 2; Проблемы производства и применения электро-
технических сталей. Изд. Свердловского совнархоза, 1960, с. 63.
125. С. С. Носырева и А. М. Полякова. Сталь, 1955, № 12, с. 1120.
126. В. Д. Садовский, К. А. Малышев, А. М. Полякова, В. Д. Авдеева, И. Г. Арзамасцев и
В. Ф. Исупов. Сталь. -1955. № 6, с. 545
127. В. Д Садовский, К. А. Малышев и Б. Г. Сазонов. Превращения при иагреве стали. Ме-
таллургиздат, 1954.
128. В. М. Розенберг. Проблемы металловедения и физики металлов, вып. 8. Металлургиздат,
1962, с. 91; Е. R. Parker. Trans. ASM, 1958,, v. 50, p. 52; Proc. ASTM, 1960 (1981), v. 60, p. 849.
129. В. Г. Воробьев. Термическая обработка стали при температуре ниже нуля. Обороигиз, 1954;
П. П. Петросян. Термическая обработка стали холодом. Машгиз, 1957.
130. И. 3. Ясногородский. Нагрев металлов и сплавов в электролите. Машгиз, 1949.
131 К- 3. Шепеляковский. Металловедение и термическая обработка металлов, 1959, № 11, с. 24:
1960, № 12, с. 8; 1961, № 2, с. 59; 1961, № 12, с. 46.
132. Л. С. Мороз и С. С. Ш ураков. Проблемы прочности цементованной стали. Изд. ЦНИИ, Л., 1947.
133. В. Т. Бирюлин и В. Д. Садовский. Труды Ии-та физики металлов УФ АН, вып. 18, 1956, с. 66.
134. Л. В. Смирнов, Е. Н. Соколков и В. Д. Садовский. Труды Ии-та физики металлов УФ АН,
вып. 18, 1956, с. 36.
135. В. И. Саррак и Р. И. Энтин. Металловедение и термическая обработка металлов, 1960, № 10,
с. 14.
136. В. М. Заморуев и Л С. Лаврентьев. Металлург. 1939, № 1, с. 41; F. Rapatz u. O.Mirt. Stahl
и. Eisen, 1954. Bd 74, № 19, S. 1195.
137. Теория фаз в сплавах, перев. с аигл. Металлургиздат, 1961.
138. В. И. Власов и Е. Ф. Комолова. Литая высокомаргаицовистая сталь. Машгиз, 1963.
139. И. И. Богачев. Металловедение и термическая обработка металлов, 1961, № 11, с. 20; Л. С. Ер-
шова и И. Н. Богачев. Физика металлов и металловедение. 1962, т. 13, вып. 1, с. 107;
в. 2; с. 300 и др.
140. И. J. Wiester и др. Stahl u. Eisen, 1957, Bd 77, S. 773; Р. Werthebach и. И. Hoff. Stahl und
Eisen, 1958, Bd 78, S. 736; см. также Сталь, 1959, № 9, с. 563.
141. P. К. Koh и др. J. Appl. Phys., 1958, v. 29, p. 636 там же, приложение к 1959, v. 30, № 4,
р. 208 S и к 1961, v. 32, № 3, р. 358 S.
142. В. С. Меськин. Труды Всесоюзного ин-та металлов, вып. 12, 1930, с. 46; Arch. Eisenhiittenw.,
1930—1931, Bd 4, № 4, S. 215.
143. Прецизионные сплавы, сб. трудов ЦНИИЧМ. Металлургиздат, 1956, вып. 15; 1959, вып. 22.
144. Стали с пониженным содержанием никеля, Металлургиздат, 1961.
145. А. А. Астафьев, А. А. Минасарян и А. И. Кондрашев. Металловедение и термическая обра-
ботка металлов, 1960, № 2, с. 42.
146. В. С. Меськин и А. С. Нехамкин. Труды НИИ, вып. 4, 1944, с. 76.
147. А. С. Шейн, А. А. Царева и В. Д. Федотова. Труды Научно-исследовательского конструктор-
ско-технологического ии-та подшипниковой промышленности, 1960, № 2 (22), с. 102;
Д. С. Ларионова и Л. Д. Лапошко. Там же, 1961, № 2 (26), с. 95.
148. Г. П. Федорцов-Лутиков и ЛЬ Ф. Шешенев. Металловедение и обработка металлов, 1956, № 6,
с. 2; Л. Я. Либерман и А. В. Боева. Там же, с.. 16.
149. Рекомендации по докладу А. Н. Попаидопуло и содокладу М. П. Алехина иа тему «Новое в
термической обработке быстрорежущей стали», изд. Ленинградского дома научно-техниче
ской пропаганды, 1964.
150. В. И. Зюзин, В. Д. Садовский и С. И. Баранчук. Труды УФАН, 1941, вып. 10, с. 119; Метал-
лург, 1931, № 10—И, с. 75.
151. К. И. Иванов. Тезисы докладов на иаучно-техннческом совещании Ленсовнархоза. Машгиз.
1960, с. 70 и 73.
152. В. А. Мчедлишвили, Г. А. Любимова и А. М. Самарин. Роль марганца в устранении вред-
ного влияния серы иа качество стали. Металлургиздат, 1960; S. /. Ogawa и др. Trans,
AIMME 1962, v. 224, № 1, р 12.
153. Л. И. Коган и Р. И. Энтин. Проблемы металловедения и физики металлов. Металлургиздат,
1955, с. 251; ДАН СССР, 1954, т. 94, № 4, с. 693.
154. А. Г. Рахштадт и др. Сталь, 1962, № 11, с. 1041; А. Г. Рахштадт. Автореферат диссертации
«Исследование влияния состава и обработки иа структуру и сгойстга пружинных сплавов»,
1963.
155. И. Д. Томашов. Теория коррозии и защиты металлов. Изд. АН СССР, 1960; Коррозия и защи-
та конструкционных металлических материалов, сб. статей. Машгиз, 1961, № 5.
Предметный указатель
А
Авиамоторные коленчатые валы.— См. Ко-
ленчатые валы
Авиационные стали 431, 435
---нержавеющие 564, 588, 1086
Автоматные стали 372, 1183
Автомобильные детали 580
--- литые 1062
Автомобильные рамы 981
Азот 1095
— см. также Хром, Азотирование, Дезазо-
тизация, Мелкозернистая сталь
— в аустенитных сталях 593, 688, 918, 953,
1116
— влияние на величину зерна 1117
--------критическую скорость охлаждения
1116
-------- окалиностойкость 688
--------процессы выделения 1099
--------процессы образования аустенита
539, 593, 688, 1116
-------- растрескивание при коррозии под
напряжением 1113
--------свойства стали 1099
--------старение 181, 1105
— воздействие на жаростойкие сплавы 688
— как легирующий элемент 593, 690, 1116
— обогащение им окалиностойких сплавов
688
-------- при цементации 282
— связывание — см. Дезазотизация 365
Азотирование 1119
— аустенитных сталей 1123
— быстрорежущих сталей 868
— влияние на коррозионную стойкость 1127
--------усталостную прочность 306, 808,
1127
— глубина слоя 1123
— клапанов 952, 1123
— мягкое 1125
— получаемая твердость 1126
— получаемые структуры 1123
— ускорение процесса 1120
Азотирование ход процесса ИЗО
Азотированный слой; влияние легирующих
элементов 1121
---- свойства 1123
Азотируемые стали 1029, 1120
Акрит (тип стеллита) 880
Активизация процесса цементации 280
Активизирующая соль 280
Активирование в процессе коррозии 622
Алитирование 1046
Алмазная сталь 755
Альфа-железо (определение) 18
а2-твердый раствор 456
Алюминиевые защитные покрытия 1046
Алюминий 219, 1018
— в азотируемых сталях 1029, 1122
----инструментальных сталях 1027
---- конструкционной стали 1027
---- магнитных сплавах 1035
----сталях с особыми химическими свой-
ствами 1045
----улучшаемых сталях 1027
— — цементуемых сталях 1045
— влияние на процессы производства и об-
работки стали 1047
— -----свойства при низких и высоких
температурах 1031
------- сопротивление окалинообразова-
нию (газовой коррозии) 684
------- физические свойства 1033
Анизотропия 22, 54 — см. также Поперечные
свойства, Текстура и Предпочтительная
ориентировка
— магнитная 74
— формы 85
— энергия 74, 1069
Анкеры 470
Аномальная сталь 296
— структура 293 — см. также в разделах
о влиянии различных элементов в цемен-
туемой стали
Антимагнитное железо 111
Антиферромагнетизм 78, 1089
Аппараты для выпаривания щелочей 1113
1244
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Арбит (разновидность стеллита) 880
Армированный инструмент 354
Армко-железо 18, 111, 112
Астон-процесс 371
ASTM, шкала величины зерна 247
Атмосфера при отжиге 230 — см. также
Печная атмосфера
Атомная модель 66
— связь 98
Атомное расположение — см. Кристалличе-
ская решетка
— ядро 56
Атомный момент 56, 72
— обмен, влияние на превращения 391
----(местами)—см. Диффузия
ATS-сплавы (жаропрочные) 919
Аустемперинг 326
Аустенизация 243
— температура 243
Аустенит 113, 389—см. также Остаточный
аустенит
— влияние на теплоустойчивость 481, 918
— образование при нагреве 244
— остаточный 133, 139, 243, 308, 479, 526,
545, 547, 654, 854, 856, 857, 866, 933, 945,
1132
— превращения — см. Превращения аусте-
нита
— распад 152, 540
— свойства 146
— стабилизация 479, 539, 1116
Аустенитное зерно; величина 245, 248 —
см. также Величина зерна по Эину и
Мелкозернистая сталь
----разрушение по его границам 226, 726
Аустеиитно-ферритные стали 598
Аустенитные стали 397, 421, 441-, 449, 457,
479, 480, 525, 534, 542, 552, 588, 628, 635,
718, 919, 951, 1118, 1183, 1194, 1210, 1211,
1228
---- поверхностное упрочнение 1123
----сварочные электроды 732
----упрочнение 199, 589, 729
Б
Балансиры (часов) 502
Бандажи (шины) колесные 549
Бандажная проволока 450, 480, 481, 1067
Бандажные кольца 419
Барабаны для бумаги (бумажная промыш-
ленность) 635
Баркгаузен-эффект 78
Баушиигер-эффект 35
Бездеформационная закалка 261, 555, 759
Бейнит — см. Промежуточная область,
структура
Бериллий 1227
Бессемеровская инструментальная сталь
348
Бета-железо 20
Биметалл 447, 506, 821
Ближний порядок 485
Бойлерит (разновидность твердых спла-
вов) 887
Болты 382, 431, 470, 478, 636, 1182
Бор 1214
— в аустенитных сталях 1220
----инструментальных сталях 1218
----улучшаемых сталях 1218
----цементуемых сталях 1221
— влияние на процесс производства и об-
работки стали 1221
Борнум (разновидность стеллита) 880
Боровская атомная модель 65
Браунит 1098
Брикетирование; инструмент (матрицы) 422,
546
Бриллуэновы зоны 101
Бритвы 348, 352, 549, 839
Бронебойные снаряды 551
Броневые плиты 270, 560, 572, 587
Броня листовая 985
Будуара кривая 276
Булатная структура 353
Буровая сталь, полая 422, 789, 839
Буровые долота 882
----полые 352
Буры для горных пород 348, 352, 787, 789,
888
----угольных пород 352, 888
Буфера 348
Быстрорежущие стали 789, 840, 945, 948
----влияние азота 850
-------алюминия 850
------- бора 850
------- ванадия 847
-------вольфрама 845
-------кобальта 848, 943
-------легирования 843
-------молибдена 846
------- ниобия 849
------- свинца 1189
------- тантала 849
------- титана 851
------- углерода 843
------- хрома 847
----классификация 840
---- особенности термической обработки
873
---- получение и обработка 871
---- природа карбидов 852
----производительность резания 861
---- структура 851
В
Вакансии — см. Кристаллическая решетка
Дефекты строения
Валентные соединения 97
Валки 341, 345
— для пилигримовой прокатки 762
---- прокатки труб 352
---- стекла 346
— с ребордами 549
Валы 382, 470, 478, 560, 636, 798
— двигателей 470
— карданные 476
— компрессоров 984
— полые 470
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1245
Ванадий 827 — см. также Хром
— в азотируемых сталях 896, 1120
-----быстрорежущей стали 847
-----жаропрочных сталях 899, 915
-----инструментальных сталях 836
-----конструкционных сталях 891
-----режущих сплавах 884
-----свариваемых сталях высокой проч-
ности 437, 898
-----сталях с особыми физическими свой-
ствами 928, 965
-------— — химическими свойствами 929
-----твердых сплавах 887
-----улучшаемых сталях 892
-----цементуемых сталях 926
— влияние на процессы производства и об-
работки стали 929
Ванидур (сталь) 919
Ванны для глубокой цементации 284
— с расплавленными металлами 236, 267,
272
Ваттные потери 1000, 1005, 1035, 1036 — См.
также Динамное железо, Гистерезис и
Вихревые токи, потери
Вектолит (сплав) 969
Величина зерна 57, 121, 193, 248, 297, 314,
349, 372, 726, 727, 811, 1009, 1011
-----см. также Рекристаллизация и Пере-
грев, склонность к нему
----- аномалии 295
----- влияние на восприимчивость к закал-
ке (прокаливаемость) 245, 260, 348
-------•— длительную прочность 217, 379.
906
----------механические свойства 57
---------- обрабатываемость 193
----------рекристаллизацию 213
----------- физические свойства 88, 104,
1008
----- по Энну 293
----- при патентировании 375
Веллера кривые 37, 44
Велосипедные детали 1182
Взрывные испытания вязкости 48
Вибрационные пружины 989
Видемана — Франца закон 105
Видиа (сплав) 885, 887 — см. также Твер-
дые сплавы
Видманштеттова структура 121, 124
Виды излома 247
Викаллой I и II (сплавы) 942, 966
Вилки 348, 382
— нержавеющие 552
Винтовые пружины 989
Винторезные гребенки 420, 839
Винты 382, 431
Висмут 1231
Виталлиум (сплав) 923
Вихревые токи в ферритах 1093
-----потери 450, 1000
Включения 184, 194, 385, 442, 562, 717, 1016,
1022, 1047, 1078, 1084, 1150, 1155, 1179,
1187
— влияние на величину зерна 349
-------обрабатываемость снятием струж-
ки 374, 1182, 1185, 1187
Включения влияние на процессы структу-
рообразоваиия 194, 717, 1085
------- сопротивление коррозии 627
-------способность к горячему деформи-
рованию 1086, 1179
— обогащение водородом 1150
— теория коэрцитивной силы 84
— шкала 563
Внутреннее трение 161, 200, 1100, 1140, 1215
Внутренние границы зерна 203, 212 — см.
также Полигонизация
— ковочные трещины'873
— разрывы 726
Внутрифазовое расслоение 165, 172
---влияние на отпускную хрупкость 339
Вода как закалочная среда 237
Водород 1137
— влияние на восприимчивость к закалке
1150
--- — качество стали 1150
------- механические свойства 1142
— ---- процессы производства и обработ-
ки стали 1167
—------цементацию 1150
— во включениях 1150
— воздействие на сталь 384, 699, 1166
---------- влияние ванадия 929
-------------вольфрама 772
-------------марганца 451
------------- молибдена 825
------------- никеля 483
------------- ниобия 1207
-------------тантала 1207
------------- титана 1206
------------- углерода 383
-------------хрома 512
— в чугуне 1151
— диффузия 1138
— его поглощение под высоким давлением
384, 699, 1139
— как легирующий элемент 1150
— ликвапня 1150
— обезуглероживание 232, 384, 1164
— отжиг в водородной среде 384, 1107,
1164
— проницаемость в стали 1139
— растворимость 1137
— стали, устойчивые против проникновения
водорода под давлением 564, 699 — см.
также Водород, его поглощение под вы-
соким давлением
Водородная хрупкость 1142
Водяной пар, влияние на окалиностойкость
688
Воздействие серы 511, 692
Волокнистость 186, 194, 366, 434, 443, 985,
1085
— продольная — см. Шиферный излом
Воломит (сплав) 879
Волочильные доски 359, 549, 553, 947
— (протяжные) кольца 352, 548, 749, 839.
884
— матрицы 352, 754, 755, 757, 839
— штампы 839
Волочильный инструмент 553, 757, 884, 888
1246.
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Вольфрам 745
— в аустенитных конструкционных сталях
765
----быстрорежущей стали 84£, 949
----жаропрочных сталях 765, 766, 914
----инструментальных сталях 753, 949
----конструкционных сталях 762
----сталях с особыми физическими и хи-
мическими свойствами 769
— — стеллитах 879
----твердых сплавах 881
----улучшаемых сталях 762
----цементуемых сталях 768
— влияние на процессы производства и об-
работки стали 772
— см. также Хром
Вольфрамохромистые стали 755
Восприимчивость антиферромагнитная 1090
— к закалке — см. Закаливаемость
— магнитная 63
Восстановительный процесс (обратное обра-
зование) 165, 174
Восстановление 105, 622
Врубовый инструмент 839, 888
Вторичная ликвация 183, 194
— структура 718
— твердость 857
Вторичные карбиды 853
Вторичный цементит 114, 169
Втулки 382, 553, 798, 839
Вуц-сталь 352
Выбрасыватели фрикционных прессов 757
Выделения, гетерогенизация структуры 160
— из дважды (вдвойне) пересыщенных
твердых растворов ПОЗ
— по границам зерен 227
— сигма-фазы 513, 567, 603
— углерода из альфа-железа 169
— упрочнение 149, 153, 171, 181, 403, 591 —
см. также Процессы выделения
Выдержка при температуре закалки 243,
833, 864
Выносливость, прочность 37 — см. Усталост-
ная прочность
Высадочный инструмент 839
Высокий отжиг 194
Высокого давления котельные барабаны 474
----фланцы 470
---- цилиндры 798
Высокое давление, насыщение водородом —
см. Водород
Высокочастотная закалка — см. Индукцион-
ная закалка
Высокочастотные катушки 111
Вюстит 677, 1079
Вязальные нглы 467
Вязкая твердость 344, 466
Вязкость — см. также Ударная вязкость
— влияние на производительность резания
быстрорежущими сталями 869
— инструментальных сталей 466
— связь с температурой улучшения 804
— цементуемых сталей 301, 818
Г
Габитуса плоскости 135
Гаечное железо 1175
Гаечные ключи 549, 839
Газовые баллоны 657
— пузыри 509, 1151
------- ликвация 183, 361, 1151
Газообразующие порошки 289
Газопламенная закалка — см. Пламенная
закалка
Газотурбинные лопатки 765, 881, 891, 918
Газы в стали 361, 509, 717, 1151, 1155, 1167
—------влияние на кристаллизацию 717,
1169
Гайки 374, 1175, 1182
Гальванометр 484
Гамма-железо, определение 19
Гамма-коломбиум (сплав) 918
Гамма-область, замыкание и расширение
389, 390 — см. также влияние отдельных
элементов
Гамма-штрих фаза 538
Гарденит 854
Гартцинк 697
Гвозди, инструмент для их производства
352, 759
Гейслера сплавы 74
Гематит 678, 1079
Гильзы цилиндров 560, 983
Гинье — Престона зоны 166
Гиперко-50 (сплав) 956
Гиперм сплавы 489, 498, 956, 1010, 1012,
1070
Гистерезис магнитный 65
— механический 34
— превращения 19, 407, 456, 941 — см. так-
же Скорость охлаждения
Гистерезисные константы 497, 498
— кривые, магнитные 65, 87, 88, 497, 498,
499, 956, 967, 1072, 1073,1230
-------влияние отжига в магнитном поле
492, 499, 956
-----механические 35, 40
— моторы 968
— потери 1000, 1035, 1084
Глиноземные включения — см. Включения
Глобулярная структура 717
----- вторичная 183
Глубина закалки — см. Прокаливаемость
— прокаливаемости при поверхностной
закалке 270
Глубина проникновения 279, 284 1123
Глубокая вытяжка, инструмент для осуще-
ствления процесса 888
-----способность к ней 109, 361, 729
Головки пуансонов 757, 979
Гомогенизация 292 — см. также Диффузион-
ный отжиг
Горячая деформация 215 — см. также в раз
делах о влиянии легирующих элементов
на обработку стали
— прокатка 553, 789, 839, 979
— твердость 787, 841, 887, 945
Горячеломкость 1179, 1184
Горячие прошивки 348, 352, 549, 979
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1247
Горячие трещины 346, 511, 731, 787, 1181
----усадочные 346
— штампы 418, 551, 950
Гранаты (снаряды) 573
Граница пропорциональности 30, 157
Границы зерен 51, 57, 58, 203, 212
----воздействие на них водорода 383,
1164
---- избирательное травление 333
----карбидные выделения на них 230 —
см. также Пограничный цементит. Це-
ментит по границам зерен и Цементитная
сетка
— — окисление 227, 909
----повреждения 227, 907
----под малыми углами 203
----энергия 208, 210
Графит 114, 355
Графитизированная сталь 355, 980
---- практическое использование 357
Графитные зародыши (частицы) 114
Графитообразование 113 — см. также Чер-
ный излом
— влияние алюминия 1020
---- вольфрама 772
---- кобальта 935
---- кремния 972
----меди 1053
— — хрома 545
— — циркония 1222
Г рафическая характеристика изменения
свойств — см. Улучшение, диаграммы
Гребные винты 673
Грейферные ножи 422
Грохоты 382, 987
Гука закон 30
Д
Дальний порядок 485
----при отпуске 158, 506
Дамасская сталь 352
Двойная реакция 118, 128
Двойникование (механическое) 29, 32, 44
— при собирательной кристаллизации 494
Двойное упрочнение 292, 553
Двойные карбиды — см. соответствующие
разделы о влиянии легирующих элемен-
тов
Дебай — Шеррера метод рентгеновской
съемки 206, 209
Дезазотизация 365, 890, 929, 1019, 1022,
1027, 1047, 1135, 1206, 1222
Дельта-железо, определение 18
----эвтектоид 529, 752, 785, 852
Демпфирование 317, 500
Дендриты 183, 187, 720, 1165
Деревообрабатывающий инструмент 754
Державки матриц 551, 789, 839
Десульфурация 451, 1181, 1222, 1227
Детали управляющих механизмов 374, 478
Деформационная система 41
Деформационное старение 176, 1105
Деформационные напряжения 262
Деформационный излом 41, 45
Деформация, величина (степень) 198, 213
Деформация ее граничные значения в свя-
зи с рекристаллизацией 213
— напряжения 262
— скорость 35, 1145
— текстура 28, 209 — см. также Текстура
— упругая и пластическая 21 — см. также
Формоизменение, Холодная деформация,.
Глубокая вытяжка, Горячая деформация
— энергия 199, 203
Деформируемость в горячем состоянии 214
Диаграмма длительной прочности 49
— напряжение — время до разрушения 49
— напряжение — удлинение — см. Диаграм-
ма растяжения
— растяжения — см. также Зуб текучести
----марганцевой стали Гадфильда 421
— рекристализацин 209, 210, 4009
— состояния Fe — Al 1018
----Fe —Al —С 1020
----Fe—В 1214
----Fe —Be 1227
----Fe —C 114, 389
----Fe — Co 930
----Fe —Co —V 942
----Fe —Co —W 936
----Fe —Cr 390, 513
----Fe —Cr —C 518
----Fe — Cr — Mn 542
----Fe — Cr — Mo 786
----Fe —Cr —Ni 399, 535
----Fe — Cu 1049
----Fe —Mn 367
----Fe — Mn — C 406
----Fe —Mo 774
----Fe —Mo —C 775
----Fe —N 1096
----Fe —Nb 1208
----Fe —Nb —C 1208
----Fe —Ni 388, 455
----Fe —Ni —Al 1027
----Fe —Ni —C 460
----Fe —Ni —Cu 1068
Диаграмма состояния
----Fe —О 1079
----Fe—P 1170
----Fe —P —C 1173
----Fe —Pt 1229
----Fe—S 1179
----Fe —Si 971
----Fe —Si —C 972
----Fe —Ta 390, 1208
----Fe —Ti 1192
----Fe —Ti —C 1198
----Fe — V 827
----Fe —V —C 829
----Fe —W 746
----Fe —W —Cr —C 852
----Fe —W —C 748
— удлинение — время нагружения 50
Диамагнетизм 63, 65
Динамная сталь литая 999, 1037
Днскалой 918
Дислокации 23, 165, 199, 205, 1100 —
см. также Полигонизация
— винтовые 23
— источник Франка — Рида 24
1248
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Дислокации линия 23
— плотность 24, 180, 203
— смешанные 23
Дисперсионное твердение 169 — см. также
процессы выделения
Диффузионная кристаллизация 117
Диффузионные константы 89, 117
Диффузионный отжиг 182, 292, 434
Диффузия 89, 163, 165, 232, 277, 674, 713,
1095, 1100, 1138, 1158
— азота 1095
— водорода 1137
— кремния 970
— молибдена 773
— никеля 456, 460
— скорость 277
— углерода 117, 276
Диффузия углерода влияние легирования
278, 397, 460, 749, 773, 926, 931, 954, 972,
992, 1032, 1131
Длительная прочность 49, 906 — см. также
Жаропрочность
----аустенитных сталей 597, 907, 918, 925,
952
— — диаграмма 49
---- испытания 48
----истинная 49 — см. также Жаропроч-
ность
----кобальтовых сплавов 918, 925, 952
----молибдеиованадиевых сталей 915
----молибденовых сталей 801, 915, 925
----никелевых сплавов 918, 925
----твердых сплавов 814, 890
---- титановых сплавов 925
----хромоваиадиевых сталей 907
----хромованадиймолнбденовольфрамовых
сталей 907, 909, 915
— — хромокремиемолибденовых (ванадие-
вых) сталей 909, 915
----хромомарганцовистых сталей 918
----хромомолибденовых сталей 801, 904,
907, 915, 925
— — хромомолибдеиоваиадиевых сталей
903, 904, 907, 909, 915, 925
----хромоникелевых сталей 597, 907, 918,
925
----хромоникельмолибденовых сталей
906, 909, 915, 918, 925
— — хромоникельмолибденокобальтовых
сталей 918, 925, 953
Длительные испытания 49
— нагревы, влияние иа свойства прочности
аустенитных сталей 601
Добейнитиый феррит 129
Долота 344, 754, 947
— буровые круглые 754, 759
— глубокого бурения 881, 888
— ручные 352, 549, 979
Дорны пильгерного стана 470, 759, 789,
839, 979
Древесноугольное железо, шведское 111
Древовидный (шиферный) излом 187, 724,
1086
Дрель 352
Дыропробивные пуансоны 757, 789
Дырочная модель проводимости 675
Е
Елочная структура, вторичная 194
Естественное старение 165
Ж
Жаропрочность 48, 899 — см. также Темпе-
ратурные зависимости и Прочность,
устойчивость во времени
— аустенитных сталей 596, 918, 925,
951
— влияние аустенита 481
---- азота 918, 1117
----алюминия 1031
---- бериллия 1227
---- бора 918
----ванадия 801, 899, 918, 954
----величины зерна 900, 906
----вольфрама 918, 919
----выделений специальных карбидов 905
----границ зерен 51, 900
---- кобальта 918
---- кремния 985
---- легирования 900
----марганца 440, 594, 918
----меди 1058
----молибдена 801, 918, 919, 953
----никеля 467, 473, 594, 919, 954
----ниобия 919, 1210
----процессов структурообразования 902
----прочности при комнатной температу-
ре 379
----раскисления 906, 1031
----рекристаллизации 218, 481, 802, 901,
918
---- тантала 918
----термической обработки 902
----типа решетки 901
----титана 919, 1196
----частиц выделений 902
— инструментальных сталей 344, 786
— кобальтовых сплавов 918, 925, 946
— молибденовых сплавов 925
— никелевых сплавов 918, 925
— стеллитов 879
— твердых сплавов 888, 925
— титановых сплавов 925
Жаростойкие сплавы 673, 706
механические свойства 705
Жаростойкость 673 — см. также Окалино-
стойкость
Железный порошок 111
Железо древесноугольное, шведское 111
Железокислородные соединения, магнитные
свойства 1089
Железокремнистые сплавы, отливки
991
Железо спеченное 111
Железоуглеродистые сплавы 114 — см. так-
же Углеродистые стали
•---структурообразование 115
Железо чистое 17
---- кристаллическое строение 18
---- механические свойства 54, 57
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1249
Железо чистое области применения 109
— превращения 17
--- физические свойства 63
— — химические свойства 105
— электролитическое 17, 111, 295
3
Задний мост, фланцы 1062
Заедание (детали из аустенитной стали)
441
Зажимные патроны 419, 979
Закаливаемость 242 —см. также Скорость
охлаждения и Прокаливаемость
— испытания 246
— основная характеристика восприимчи-
вости к закалке 260
— расчет 255, 260
Закаливание недостаточное 267
— нормальное 233
— образующиеся структуры 245, 248 — см.
также Закаливаемость, Закалка, Прока-
ливаемость, Поверхностная закалка
Закалка 233
— бездеформационная 268, 759, ИЗО ,
— в горячих средах 267, 298, 309, 759, 878,
927, 1132
---соляных ваннах — см. Закалка в го-
рячих средах
— влияние на сталь 233
— волочильных фильеров 267
— выдержка прн температуре нагрева 243,
864
— глубина — см. Прокаливаемость
— границы 245 — см. также Перегрев,
чувствительность
— дефекты 274
— интенсивность 251, 261
— испытание 35
---на восприимчивость к образованию
трещин 1149
— напряжения 262, 264
— неполная 275
— область 245
— определение граничных условий 247
— погружением 271, 309
— процесс 244, 251
—. с перегревом 243, 307 — см. также Аусте-
нит остаточный
--- прокатного нагрева 366
---температур горячей деформации 268
— ступенчатая — см. Закалка в горячих
средах
— температура 243
— теория 144
— торцовая проба 253, 321
— упрочняющее влияние 239
Закалочное масло 239
Закалочные клещи 275
— кривые 249 — см. также Прокаливае-
мость, кривые
— машины 267
— — для зубчатых колес 267
— напряжения 252, 428, 812, 896, 1052,
1149 — см. также Охлаждение и Напря-
жение
79 Э. Гудремон, т. п
Закалочные среды 233, 237, 249
----влияние на производительность реза-
ния быстрорежущими сталями 865
-------— процесс улучшения 314
— трещины 239, 264, 265, 267, 274, 428, 874,
1149
— устройства 270
Закись марганца 443
Заклепочные матрицы 754, 755, 757
Заклепочный инструмент 352
Закон Фика 277
Зародышеобразование 118, 126, 207, 212,
459, 462, 779, 1216
— продолжительность процесса 207
— скорость процесса 118, 207
Зародыши, влияние на превращения 350,
717, 1022 — см. также Наследственное
влияние
— количество 207
— рост 207, 212, 779
— скорость роста 463
Затыловочный инструмент 757
Защитные газы 309 — см. также Печная
атмосфера
Защитные оболочки 307, 713, 991, 1065, ИЗО
— окисные слои 674
— пленки окиси кремния 989
— слои 611, 615
----образование 615, 679, 991, 1065
— трубы 981
— экраны 979, 986
Звукопередатчикн 489
Зерна, разрушение по границам 623,
661
Зернистая структура 191
Зерно, аномальная величина 295
— величина 57, 121, 191, 248, 295, 314, 351,
372, 723, 726, 810, 998, 1008, 1022
— измельчение 192, 292, 303, 314, 726, 933,
1028, 1117, 1205, 1206
— рост 314, 723 — см. также Рост зерна
— укрупнение 57, 195, 212, 225, 244, 269,
292, 297, 349, 419, 999, 1022, 1024
Z-линия 127
Золото 1233
Зуб текучести 166, 221 — см. также Старе-
ние
---- влияние азота 1102, 1110
------- водорода 1142
-------на способность к глубокой вытяж-
ке 221
----ярко выраженный 166, 221
Зубила кузнечные 352, 353, 572, 759, 977
Зубчатые колеса 478, 572, 586, 587, 816, 819,
982, 984, ИЗО
---- закалка 309
---- литые 1062
----металлокерамические 961
— ободы 470, 984, 988
И
Иглодержатели ИЗО
Иглы 352
Игольчатые подшипники для прокатных
станов 567
1250
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Идеальный критический диаметр 249
—-- --влияние величины зерна 260
----------углерода 260
Изгиб кристаллов 52
Излом бездеформационный 47, 51, 908
— волокнистый (шиферный) 724, 1086
— деформационный (пластичный) 41, 45
— интеркристаллитный 51, 712, 908, 1082
1102
— нафталинистый 863
— образование прн длительном нагружении
при повышенной температуре 908
— образцы для испытания 246, 1087, 1153
— по границам первичных зерен 184, 723
---плоскостям спайности 22
— раковистый — см. Излом по границам
первичных зерен
— хрупкий 41, 45
— черный 355, 357, 546, 773
Изломы, оценка (критерии) 41
Излучение, повреждения в металлах 56, 206
Измельчение зерна 191, 721 — см. также
Нормализация
Изменение размеров 265, 420
Измерительная аппаратура, электрическая
498
Измерительные инструменты 266, 344, 714,
839, 977, ИЗО
— плитки 506
— проволочки 506
— трансформаторы 493, 1015 — см. также
Трансформаторы
Изнашиваемые детали, наплавленные твер-
дыми сплавами 888
Износ 304, 309, 381
— плитки 749 .
Износостойкость 345
— азотируемых сталей 1126
— быстрорежущих сталей 919, 872
— ванадиевых сталей 836
— влияние карбидной сетки 553, 872
карбидов 345, 400, 547, 552, 556, 580,
753, 763, 786, 836
---ледебурита 760, 872
— вольфрамовых сталей 733, 760, 763
— инструментальных сталей 345
— кобальтовых сталей 940, 946
— кремнистых сталей 980
— марганцовистой стали '419
— марганцовистой стали типа Гадфнльда
422
— молибденовой стали 786, 794
— наплавленных сварных швов 881
— никелевой стали 466
— сталей для оружейных стволов 372, 763
— твердых сплавов 881
— углеродистых сталей 352, 374
— хромистых сталей 544, 547, 552, 566, 580,
946
— цементуемых сталей 301, 308, 381, 583
Изоперм 497, 820, 1033, 1070
Изопермы дисперсионно твердеющие 1070,
1228
Изотермическое образование мартенсита 138
— превращение 118
---аустенита 116, 124, 130, 257
Изотермическое превращение в борнстых
сталях 1215, 1216
—------быстрорежущей стали 855
-------ванадиевых сталях 830
------- — вольфрамохромистых сталях 750
-------• кремнистых сталях 973
-------марганцевых сталях 412, 413
------- марганцевокремнистых сталях
------- медистых сталях 1053
-------молибденовых сталях 779
-------никелевых сталях 463, 464
-------полуферритных сталях 528
-------углеродистых сталях 124, 1053,
1215
-------хромистых сталях 130, 524, 526
— — — хромованадиевых сталях 130
-------хромоникелемолибденовых сталях
1216
Икс (X)-составляющая (фаза) в кремни-
стых сталях 976
Импульсный трансформатор 1015
Иивар 504
Индилатан (сплав с весьма малым коэффи-
циентом теплового расширения) 504
Индукционная закалка 270, 308
Индукция 64
Инконель 918, 919
Инкубационный период 118
---- при рекристаллизации 207
Инструмент волочильный 553, 757, '888
— высадочный 839
— граверный 352, 757
— для горячей протижки 879
--------- резки 352
---- изготовления часов 352
----обработки искусственных материалов
352, 754, 757
-------рога 752, 754, 757
-------слоновой кости 352, 751
----плющения проволоки 888
---- производства гвоздей 352, 757
----работы при нагреве 311, 346, 549, 755,
757, 789, 979
— — снятия облоя 352, 839, 979
----холодной прокатки 344, 347, 544, 545,
549, 839, 979
-------резки 352, 839
— заклепочный 352
— измерительный 266, 344, 505, 714, 839.
979, ИЗО
— камеиотесный 352
— камнедробильный 422
— кузнечный ручной 352
— осталенный 354
— режущий 352, 754, 839, 840, 949, 979
— резьбовой 545, 884
— ударный 352, 551, 949
----для холодной обработки (деформиро-
вания) 344, 352, 544, 757, 839, 884, 949,
979
— формующий для искусственных материа-
лов 551, 635, 789, 839, 949
— чеканочный 352
Инструментальные стали — см. также Режу-
щие сплавы, Быстрорежущие стали. Ин-
струмент для работы при нагреве
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1251
Инструментальные стали влияние состава
и металлургических условий производ-
ства 347
------- для холодной обработки металлов 249,
352, 419, 549, 557, 754, 757, 789, 837, 839,
979
-----• классификация по содержанию угле-
рода 352
-----общие соображения об их легирова-
нии 947
-----сопротивление сжатию 344
-----• требования к ним 344
-----улучшение 314
Интеркристаллитная коррозия 657
Интеркристаллитное коррозионное растре-
скивание под напряжением 1113
— разрушение 52, 907, 1081, 1102
Интеркристаллитный излом прн кислород-
ном охрупчивании 1081
------- отпускной хрупкости 334
Интерметаллические соединения 403, 513,
745, 774, 785, . 935, 970, 1193, 1206, 1222,
1227, 1231—см. также Сигма-фаза и
Процессы выделения
Искусственное старение 165
Испытание на восприимчивость к закалке
248
-----изгиб сварных соединений 47, 429
-----растяжение 30
ударную вязкость 45
— (проба) по Беннеку 576
Ицет-сталь 1109
К
Кабель 489, 493, 494
Кавитация 546
Калибровочные кольца 420, 754, 979, ИЗО
— пробки 757
Калибровочный (измерительный) инстру-
мент 888
Калибры 549
— валков 551
Кальций 1222
Каменотесный инструмент 352
Камеры высокого давления 797
Камнедробильный инструмент 422
Камни для зажигалок 1222
Канатная проволока 376
Канаты крепежные 376
Кантал (сплав сопротивления) 103, 685
Каппы 200, 441, 450, 481
Карбид железа 114
Карбидизация 882
Карбидная ликвация 265, 353, 562„ 872
Карбидное распределение 188, 222, 314
Карбидные включения 828
Карбидные скопления — см. Карбидная лик-
вация
— спеченные материалы — см. Твердые
сплавы
Карбидный фазовый анализ алюминиевой
стали 1020
— -----быстрорежущей стали 854, 859
—------ванадиевой стали 828, 835
-------вольфрамовой стали 748
79* Э. Гудремон, т. п
Карбидный фазовый анализ кремнистой
стали 974
------- марганцевой стали 409
------- молибденовой стали 778
------- никелевой стали 459
------хромистой стали 518, 525
Карбидообразоваиие (при цементации) 289
Карбидообразующие элементы 399
Карбиды вторичные 852
— выделение — см. также Процессы вы-
деления
----влияние на коррозионную стойкость
627
----из а-железа 165, 1104
-------аустенитно-ферритных сплавов 600
------- — аустенитных сплавов 592
-------у-железа 181
---- при цементации 289
---связь с межкристаллитной коррозией
659
— железа 114
— замещение элементов 533, 748, 778, 859
— коагуляция 222, 768, 945, 976 — см. так-
же Отжиг смягчающий
— обогащение хромом 527, 533, 564
— образование 188
— распад — см. Графитообразование и Чер-
ный излом
— сложные 402
Карбонильное железо 17, 111, 295, 616
Карбонитрирование 1131
Карданные валы 476
Катализаторы 108
Качество металла, критерий 444, 809,
1087, 1134, 1167, 1176
— поверхности, влияние на охлаждающую
способность 239
---------- способность к кузнечной сварке
354
----------усталостную прочность 39, 304,
586, 807
— динамной стали 1007
— неспокойной литой стали 361
— никелевых сталей 509
— при обработке для снятия напряжений
197, 1134
Квантовые числа 56
Кентаниум (сплав) 888
Керметы 922
Кернеры 352
Кипятильные трубы 369
Кислород 361, 1023, 1078
— влияние на образование включений 1084
------- свойства стали 1081
-------старение 1083, 1105
•------цементацию 295, 1084
— кипящая сталь 1145, 1169
— процесс фришевания 1089
Кислотоупорные сплавы 614 — см. также
Коррозия
----в соляной кислоте 481, 1065, 1226
Клапаны 635, 976
— наплавка 881
— поверхностное упрочнение 962, 1123
Клапанные пружины 376, 989 — см. также
Пружины
1252
предметный указатель
Клапанные седла 888, 986
— стали 952, 986
Клейма 352
Кобальт 930
— в быстрорежущих сталях 848, 945
----жаропрочных сталях 951
----инструментальных сталях 943
---- конструкционной стали 950
----сплавах для постоянных магнитов
962, 1038
----сталях с особыми физическими свой-
ствами 955
-------------химическими свойствами 969
---- стеллитах 879
----твердых сплавах 882
----цементуемых сталях 954
— влияние на процессы производства и
обработки стали 970
Кобальтванадийжелезные сплавы 942
Кобальтвольфрамжелезные сплавы 935
Кобальтмолнбденжелезные сплавы 940
Кобальтовый сульфид 1181
Кобальтплатиновые сплавы 1213
Кобальттанталжелезные сплавы 942
Ковкий чугун 359
Ковкость — см. Обрабатываемость и Дефор-
мируемость
Ковочная сварка 354
Ковочные штампы 547
Кожух для ванной печи 697
Коленчатые валы 270, 373, 434, 470, 478, 564,
983, 984, ИЗО
Кольца 478, 798
— валков 419
— коксодробилок 419
— подшипников 561, 562
Компасные стрелки 448
Компрессорные валы 986
Константы анизотропии 75
Конструкционные стали, свойства проч-
ности 809 — см. также разделы о влиянии
отдельных легирующих элементов и Стро-
ительные стали высокой прочности
Контактная коррозия 654
Контактные выпрямители 1015
— шииы 431
Концентрационные цепочки 654
Концентрация равновесия 396
Коньки 354
Корабельные тросы 376
Корпуса индукторов 431, 798
Коррозионная стойкость 614
----в морской воде 480, 567, 630
---- влияние азотирования 1127
-------легирования 630
---------алюминием 1045
---------- ванадием 929
---------- вольфрамом 772
----------кобальтом 969
---------- кремнием 991
—---------марганцем 451, 632
----------медью 632, 1064
----------молибденом 632, 822, 1065
----------никелем 481, 632
----— — ниобием 670, 1207
---------- серебром 1232
Коррозионная стойкость, влияние легиро-
вания серой 1184
----------сурьмой 632, 1226
----------танталом 662, 1207
------------ титаном 662, 1206
------------ углеродом 383, 627
----------фосфором 1175
----------хромом 614, 630
---------- цирконием 1223
--------- процессов выделения 566, 627, 660,
1113, 1194
--------структуры 627
--------термической обработки 627, 666
------ — холодной деформации и напряже-
ний 660, 1113, 1165 — см. также Коррозия
под напряжением
-----при высоких температурах — см. Ока-
линостойкость
Коррозионное растрескивание — см. Корро-
зия под напряжением
Коррозионная усталость 631
Коррозионно-усталостная прочность 633,
1127
Коррозионно-усталостное разрушение при
холодной прокатке 547
Коррозионноустойчивые стали 630
Коррозионные испытания 621, 661, 1114
Коррозия 105, 614
— атмосферная — см. Устойчивость при
различной погоде
— естественная — см. Устойчивость при
различной погоде
— интеркристаллитная литых сталей 1113
-----нержавеющих сталей 599, 658, 733,
994, 1207, 1223, 1232
— контактная 654
— местная (локальная) 653
— под напряжением, растрескивание 483,
655, 765, 774, 1065
----------в сварных швах 733
----------интеркристаллитное 1113, 1206,
1207
---------- транскристаллитное 1165
-- почвенная 1065
— при высоких давлениях водорода — см.
Водород, воздействие на сталь
--------температурах — см. Окисление
— различных видов 653, 732
Косы (сельскохозяйственные) 352
Котельные барабаны 474, 475
— листы 431
— стали 370, 471, 801, 984, 1027, 1060
— трубы 801
Коттрелла облака — см. Облака атомов,
углерода
— теория 168
Коэрцит (сплав) 968, 1045
Коэрцитивная сила 65, 83, 1038
-----влияние легирования — см. разделы о
влиянии отдельных легирующих элемен-
тов на физические свойства
— размеров частиц 84
--------резкого (закалочного) охлажде-
ния 146
--------содержания углерода 147
-------- холодной деформации 202
S
1
4
предметный указатель
1253
Коэффициент диффузии 277
----азота 277, 1098
— — водорода 1098, 1138
---- никеля 456
----углерода 277, 1098
— Пуассона 31
— трения 1187
Красноломкость 186, 438, 457, 509, 1086,
1179, 1223
Красностойкость 753, 762, 840, 859, 891
Крейцкопфы 470, 1062
Крекинговые трубы 804
Кремний 347, 369 970
— в аустенитных сталях 991
— — инструментальных сталях 347, 977
—• — коррозиоиностойких сталях 683, 991
—' — сталях с особыми физическими свой-
ствами 999
----строительных сталях 980
----улучшаемых сталях 982
----цементуемых сталях 990
— влияние иа процессы производства и об-
работки стали 1016
— восстановление им 347
Кремнистое железо — см. Динамиая сталь
Кремнистые пружинные стали 359, 988
Крестовины 421
Кривошипы ведущие 470
— оси 470, 586
— пластины 470
— цапфы 374, 382, 445
Кристаллизация собирательная 210, 494
— столбчатая 232
Кристаллическая анизотропия 75, 86, 489,
1003 — см. также Анизотропия, энергия
— решетка аустенита 135
— — влияние на Параметр напряжений 253
-------------при легировании алюминием
1020
—-------- —-------ванадием 928
-------------------кобальтом 955
-------------------кремнием 971
-------------------Марганцем 451
— — — -------------молибденом 821
-------------------хромом 606
-------------температуры 19
----дефекты строения 18, 56, 1101 — см.
также Дислокации
----карбидов 401, 828
---- мартенсита 135
----нарушения строения 23, 165 — см.
также Дислокации
----параметр 19, 20
Кристаллы, дефекты строения при их обра-
зовании — см. также Кристаллическая
решетка, Дефекты строения и Дислока-
ции
— ликвация 182, 721, 1151, 1171
— образование 18
— температура отдыха — см. Отдых
•— уровень, их энергии 75
Критерий энергии формоизменения 42
Критический диаметр 249
«Крокодиловая кожа» 229
Крупнозернистая сталь 211, 297, 349, 372,
1024
79**
Крупнозернистая структура при рекристал-
лизации 216, 226 — см. также Зерно
«Крупповская болезнь» 329
Крышки люков 476
Кузнечный ручной инструмент 352
Кулачковые валы 382
Курдюмова — Закса закономерность 126,
135
Кюри — Вейсса закон 72
Кюри температура 18, 72, 484, 928, 959 —
см. также в разделах о влиянии леги-
рующих элементов на вид диаграммы со-
состояния и на физические свойства
Л .
Лавеса-фазы 405, 1193, 1227, 1238
Лантан 1222
Лапы якорей 348
Латинит (сплав) 880
Лауэ-астеризм 210
Лауэ-пятна (рефлексы) 209, 210
Легированная сталь, определение 15
Легирующие элементы, карбидообразование
399
— — систематика 388
Ледебурит 114, 851, 859, 1172
Ледебуритные стали 518, 552, 761, 851
Лемеха плугов 354, 419
Ленточная сталь 374, 544
Ленточные материалы для сердечников —
см. Изоперм
Ленточные пилы (ножовочные полотна)
ччо 467 347
Лерки 354, 839, 888, ИЗО
Ликвационные зоны 361
Ликвация 181, 409, 458, 720, 872, 929, 1151,
1158, 1171, 1185
— влияние степени деформации 186
— вторичная 194
— газовые пузыри 361, 1151
— марганца 409, 432, 492, 451
— никеля 465
— хрома 513
Линейки 420
Линейные (краевые) дислокации 23
Линия водяного газа 312
— М„ 135
— науглероживания 311
•— усталости 37
Литая сталь 361
--- неуспокоенная 362
---различных сортов 367
--- успокоенная 361
Лобзики 553, 761
Локальные элементы (гальванические) 106,
621, 658
Локомотивные кривошипные оси 470, 586
— кулисы (направляющие) 586
Ломы для горных работ 352
Лопатки газовых турбин 766, 881, 918
Лопаты 348, 354
Людерса линии 221
Люки (крышки) 476
1254
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
М
Магнетизм, процесс превращения 78
Магнетит 678
Магнетон Бора 66, 483, 956
Магний 1223
Магнитная восприимчивость 63
Магнитное мягкое железо 111
— поле, рассеяние 497
— превращение — см. Кюри точка
Магнитномягкие сплавы 87, 486, 955, 999,
1035, 1069
----ферриты 1090
Магнитнотвердые сплавы — см. Сплавы для
постоянных магнитов
Магнитные свойства 63, 483, 955, 962,
999, 1038
----влияние кристаллографических на-
правлений 81, 489, 1002
-------напряжений 78, 489, 493
-------печной атмосферы 1007
-------процессов выделения 966, 1038,
1073, 1196, 1229
-------температуры 72, 485
-------холодной деформации 88, 202,
489, 967, 1004, 1071
-------чистоты по примесям 87, 1007
----связь с механическими свойствами 78,
91
— стали — см. Сплавы для постоянных
магнитов
Магнитный усилитель 1015
— шунт 484
Магнитострикция 78, 487, 501, 957, 1038,
1071, 1229
— изменение объема 82
— напряжения 80
Магнитные вращающиеся 968
— порошковые 111. 968
— спеченные 1044
Максимальная проницаемость — см. Прони-
цаемость
Марганец 388
— см. также Хром
— в аустенитных сталях 420, 439, 480, 588
----инструментальных сталях 378, 419, 550
----конструкционных сталях 424
— — пружинных сталях 431, 434, 441, 444
----сварочной проволоке 431, 439, 732
----сталях с особыми физическими свой-
ствами 447, 487, 1007
----------— химическими свойствами
451, 635, 706
------ улучшаемой стали 424, 554
----цементуемых сталях 445, 580, 816
— влияние на процессы изготовления н об-
работки стали 443, 451, 489
— ликвация 409, 422, 432, 451
Марганца закись 443
Марганцевая наклепываемая сталь (Гад-
фильда) 417, 421, 440
Марганцевованадиевые стали 892, 897
Марганцевокремнистые стали 979, 988
Марганцевомедные стали 1054
Марганцевохромовольфрамовые стали
766
Мартемперинг (ступенчатая закалка)
267
Мартенсит 134
— в железомарганцевых сплавах 407
----железоникелевых сплавах 456
— механические свойства 145
— образование 134
----атермическое 137, 525
----изотермическое 137, 140
----при холодной деформации аустенит-
ных сталей 540, 590
— твердость 144
— теории его образования 137
— тетрагональное искажение 135
— физические свойства 146
Мартенситная область поевращения 117.,
134 — см. Температура М,
— точка — см Температура Ms
Мартенситное превращение, изменение объ-
ема 142
Мартенситные иглы 134
Масло закалочное 239
Материал для искусственных зубов 635,
969
Матрицы 348, 549, 754, 762, 839, 949
— винторезные 754, ‘762
— для выдавливания 754
----горячего прессования '348, 352, 754.
762, 979
литья под давлением 346
----штамповки гаек 757, 761
— пробивные 352
Матиссена правило 103
Маховики 986, 1062
Мегаперм 450, 489, 493
Мегапир 103
Медь 1049 — см. также раздел Хром
— в азотируемой стали 1054
---- инструментальной стали 1054
---- конструкционной стали 1054
---- литой стали 1061
----спекаемых материалах 1061
----сталях с особыми физическими свой-
ствами 489, 1040, 1068
-------------химическими свойствами 635.
823, 1064
---- цементуемой стали 1063
— влияние на процессы изготовления и об-
работки стали 1076
— обогащение ею при отжиге 698
1076
Межкристаллитное разрушение 52, 907, 1081
1102
Мелкозернистая сталь 211, 245, 292, 348,
430, 1022, 1028. 1047, 1085, 1110
Мельничные валы 470
Мембраны телефонные 1015
Металлические расплавы, воздействие на
сталь 750 — см. также Расплавы
Металлургические способы производства
стали — см. Производство стали
Метан, образование 699
Метастабильные системы 114 — см. также
Г рафитообразование
Метод испытания пластинок 259
Метчики 352, 419, 545, 754, 761, 839, 979
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1255
Механические свойства при высоких и низ-
ких температурах — см. Температурная
зависимость и в соответствующих разде-
лах о влиянии легирующих элементов
Мирамаит (сплав) 880
Мишметалл 1223
Многокомпонентные системы 398 — см. так-
же Диаграммы состояния
Многократная закалка 265
Множитель для расчета прокаливаемости
261
Модификации (аллотропические) — см. Пре-
вращения
Модуль упругости 30, 91, 500
---- анизотропия 54
----влияние легирования 1033
----различных сплавов 1033
— — релаксированный 33
---- температурная зависимость 92
Мозаичная структура 24
Мозаичное строение зерна, внутренние гра-
ницы 203, 204 — см. также Полигонизация
Мозаичные напряжения 262
Молибден 773 —см. также разделы Хром и
Марганец
— в азотируемых сталях 1120
----быстрорежущей стали 846, 949
— — жаропрочных сталях 801, 918
----железохромоникелевых сплавах 785
----инструментальных сталях 786, 839, 946
----конструкционных сталях 791
---------- металлокерамических сплавах 936
-------сталях с особыми физическими свой-
ствами 489, 492, 820
-------------химическими свойствами
631, 685, 822
---- стеллитах 879
----твердых сплавах 881
----улучшаемых сталях 792
----цементуемых сталях 813
— влияние на отпускную хрупкость 338,
794
—-------процессы производства н обра-
ботки стали 825
Молибденовая структура 783
Молибденовый дым 826
— сульфид 825
Молотки 348, 551
— кузнечные 352
— по камню 348, 352
— ручные 352
Монетные штампы 352, 549
Монокристалл 54, 74, 76, 81, 488
Мостовая сталь — см. Строительная сталь
Му-металл 493
Мундштучные пресса, детали 551, 552, 979
Муфтовые диски 372
— тяги 470
Мышьяк 1223
Мягкие пятна 275, 295, 579
Мягкое железо 17, 111—см. также Желе-
зо чистое
----измерительные инструменты и при-
боры 111
----магнитное 111
Н
Нагрев, длительность 229
— излучением 272
— напряжения 224, 452
— последующий 295, 469
— свойства при иагреве — см. Температур-
ные зависимости
— скорость 224
— чувствительность к изменениям струк-
туры 224, 462
Нагреватели в молочной промышленности
635
Нагревательные сплавы 685, 686, 690, 693,
1223 — см. также Сплавы сопротивления
Накатки 352
Наклеп, изменение объема 201 — см. Холод-
ная деформация
Наклепываемая упрочняемая сталь — см.
Марганцевая наклепываемая сталь
Наклепываемость 25, 32, 51, 201, 421, 480,
511, 588, 729
— кривая упрочнения 25
— линии упрочнения 32, 201
— марганцевой стали типа Гадфильда 421
— никелевых сталей 480
— никельмарганцовистых сталей 480
— ферритных хромистых сталей 729
— хромомарганцовистых сталей 588
— хромоникелевых сталей 588, 589, 729
Наковальни 551
Намагниченность насыщения . 63, 483
956
---влияние легирующих элементов — см.
соответствующие разделы о влиянии ле-
гирования на физические свойства
--------- содержания углерода 147
Намагничивание 63, 75
— влияние на проводимость 102
— истинное 78, 501
— кривые 86, 87, 958
— первичные кривые 63
— спонтанное 72, 1002
Напильники 344, 348, 762
— трехграниые 549
Наплавочные сплавы 881
Направление ребра куба 494
Направляющие втулки 883
— нити (нитеводы) 888
— при прокатке труб 947
— рельсы 382
— сегменты 1062
Напряженность поля 63
Напряжения 262
— влияние водорода 1155
---иа магнитные свойства 78, 492, 497,
500, 1008
-------усталостную прочность 306, 807,
1127
---отжига 197
— возврат 261
— возникающие при охлаждении 261, 263
— закалочные 261, 263
— коррозионное растрескивание 733 — см.
Коррозия под напряжением
— литейные 992
1256
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Напряжения отжиг для их снятия 197
— ряд элементов 105
— трещины 298, 438, 483, 510, 731, 733, 787,
881 — см. также Трещины
— упрочнение 27
Напряженная сталь 375
Напряженное состояние 21, 40, 41
----влияние чувствительности к хрупкому
разрушению 43
----г- наследственное влияние (зародышей,
нерастворимых частиц, первичной струк-
туры) 350, 717, 837, 1085, 1180, 1197
Насосные части 635
Насыщение углеродом 279, 280, 282 — см.
Цементация и главы Цементуемые стали
в разделах о влиянии различных леги-
рующих
Науглероживание 230, 233, 312, 694, 873 —
см. также Цементация
— защитные покрытия, предохраняющие от
него 1064
Науглероживающие средства — см. Цемен-
тующие средства
Начальная проницаемость — см. Проницае-
мость
Нееля точка 1090
Немагнитное состояние 80
Немагнитные сплавы — см. Аустенитные
стали
Необратимые сплавы 407, 457
Неодим 1223
Нержавеющие стали 564, 588, 614 — см.
также Коррозионная устойчивость
— хромистые литые сплавы 632
Несгораемые шкафы 424, 762
Нестабильность магнитная 495, 820, 1035,
1070
Неупругость 34, 163
Неуспокоенная сталь 220, 361, 817, 820, 980,
1086, 1167, 1182
Нива роке (сплав) 1228
Низкие температуры, свойства — см. Тем-
пературная зависимость
Никель 454 — см. также Хром, Вольфрам
Никель в азотируемых сталях 1029, 1123
----аустеиитио-ферритиых сталях 598
----аустенитных сталях 479, 480, 587,
765
----жаропрочных сплавах 918
----инструментальных сталях 466, 550
— — конструкционных сталях 467
---- литой стали 462
----нержавеющих хромистых сталях 564,
631
---- сварочной проволоке 511, 732
----сталях с особыми физическимй свой-
ствами 483, 499, 1038, 1069
-------------химическими свойствами
481, 631, 634, 673, 682, 688, 705
----твердых сплавах 888
----улучшаемых сталях 471, 564, 570
----цементуемых сталях 476, 583
— влияние на процессы производства и об-
работки стали 508, 715
------------ старения 1122
— ликвация 465
Никельалюмиииевые сплавы 1035
Никельжелезиые сплавы, магнитномягкие
482
----модуль упругости и внутреннее тре-
ние 500
----с спределеииым , коэффициентом
термического расширения 503
----текстурованные 493
Никельмарганцовистые стали 473, 483
НиКельмедьжелезные сплавы, магнитные
1069
Нимоник (сплав) 918—920
Ниобий 1207
— в аустенитных сталях 667, 1210
----быстрорежущих сталях 1210
----жаропрочных сталях 595, 918, 1213
----сварочной проволоке 669, 732, 1210
----сталях с особыми химическими свой-
ствами 667, 1210
----цементуемых сталях 1213
Нитраллон 1122
Нитридные игольчатые частицы 1124
Нитриды 1095
Нитрирование —• см. Азотирование
Нишима закономерность 125, 135
Ножи для искусственной шерсти 635
----кожи 352
---- табака 352
— (зубья) экскаваторных ковшей 419
— карманные (перочинные) 352
— машинные 348, 352, 839
— ножниц 265, 300, 352, 549, 551, 754, 839,
979
Ножницы 348, 350
— для горячей резки 789, 839
----холодной резки 346, 789, 839
— сукностригальные 222, 374
Ножовки 979
Ножовочные полотна 352, 466, 544
Нормализация 191
Нормальное напряжение, критическое 43,
54
Нормальный потенциал 105 — см. также
Ряд напряжений
О
Обезуглероживание 230, 270, 273, 276, 311,
383, 386, 704, 773, 1025, 1164
— быстрорежущих сталей 872
— влияние на интеркристаллитиое корро-
зионное разрушение под напряжением
1113
-------усталостную прочность 232, 306
— кремнистой пружинной стали 998
Обжатие, степень — см. Деформация
Обжимки (заклепочные) 351, 762, 979
Область текучести 31. 168
Обмазки сварочных электродов 369
Обменный интеграл 70
Обрабатываемость снятием стружки бы-
строрежущей стали 1187
-------влияние включений 371, 1182,
1187 — см. Автоматные стали
--------- — свинца 1187
----------серы 1182
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1257
Обрабатываемость снятием стружки влия-
ние структуры 190, 195
-------- — фосфора 1177
---------кремнистой стали 982
--------- литья из кремнистой стали 992
--------- марганцевой стали 423, 441
---------методы испытания 840
--------- молибденовой стали 818
---------нержавеющей стали 1184, 1187
---------применяемый инструмент 548
---------хромомолибденовой стали 795,
816
-------хромониобиевой стали 571, 795
Обработка быстрорежущей стали 871
— стали, влияние азота 1126
----— алюминия 1047
------- бора 1221
------- ванадия 929
-------водорода 1167
-------вольфрама 772
------- кислорода 1084
------- кобальта 970
------- кремния 1016
---- марганца 451
---- — меди 1076
---- молибдена 825
----мышьяка 1224
---- никеля 509
---- олова 1224
---- свинца 1187
-------серы 1179 — см. также Красно-
ломкость
Обработка стали — см. также Производство
стали, Холодная деформация, Сваривае-
мость, Горячая деформация
---влияние титана 1206
------- углерода 385
-------фосфора 1177
-------хрома 715
-------церия 1222
Образец для испытания на ударную вяз-
кость 45
— с надрезом для испытания на изгиб
429
Образование розочек (местное образование
. окалины в жаропрочных сталях) 680,
685
— трещин 375
Обратимое превращение 456, 540
Обратимость отпускной хрупкости 331
Обратное измельчение 298
— удлинение 42
Обрезные штампы 947
Обушок (для угля) 352
Объемная магнитострикция 82
Окалина 107, 108-— см. также Окалийообра-
зование
— влияние слоя на эффективность охлаж-
дения 240
— местное образование розочек 680, 685
— первичная 679
Окалинообразование 108, 231, 267, 310, 509,
673, 825, 873, 999 — см. также Окалина,
Окалиностойкость, Жаростойкость
— константы процесса 678
— местное 680, 685, 912
Окалинообразование местное образование
розочек 680, 685
— на железе 678
— на легированных сталях 680
— процесс 678
Окалиностойкие сплавы, механические свой-
ства 705
----состав и область применения 705
— твердые сплавы 888
Окалиностойкость 673
— влияние агрессивных сред 681
---- легирования 681
-------алюминием 684, 690, 1049
------- ванадием 685
-------висмутом 685
-------вольфрамом 685, 773
------- кальцием 687
------- кобальтом 969
-------кремнием 683, 991
—------марганцем 451
-------медью 1076
-------молибденом 685, 823
—------никелем 509, 682
--------- свинцом 685
------- серой 1187
-------титаном 509, 685
------- торием 687
-------углеродом 681, 696
-------фосфором 1174
—------хромом 673, 681, 693
—------церием 687
------- цирконием 685
— инструментальных сталей 346
— карбидов 681
— твердых сплавов 681, 888
Окисление 105, 275, 309, 509, 673, 825,
999 — см. также Окалинообразование
— обогащение окалины никелем 51’1, 679
— скорость процесса 676 — см. также
Обезуглероживание
Окислительно-восстановительный потенциал
622
Окислительный потенциал 621, 624
Окисная пленка 611
Окись кремния, защитная пленка 991
Окись углерода, воздействие на сталй 704
Оксидные магниты 969, 1089
Оксиды, влияние на окалиностойкость 681
Олово 1224
Оправки 354, 470, 551, 754, 757, 761, 839.
979
— для прокатки труб 365
— — протяжки 762, 789
Орбитальный момент 66, 71
Ориентационная зависимость внутреннего
трения 163
---- механических свойств 54
----физических свойств 63, 79, 81, 490,
492, 1002, 104!
— связь 121, 126, 134
Ориентация преимущественная магнитная
63, 79, 492, 957, 1041, 1071
Оружейные части, металлокерамические,
спеченные 1063
Оси 370, 430, 476
— автомобильные 470
1258
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Оси передние 560, 1G64
Основная структура 24
Осталивание 352
Остаточные напряжения — см. Напряжения
Остаточный аустенит 133, 139, 243, 308, 479,
526, 545, 547, 554, 753, 854, 856, 857,
866, 933, 945, 1132 — см. также Аустенит
---- влияние иа процессы при отпуске 156
---- устойчивость против отпуска
533, 834
— — в магнитных сплавах 454, 612, 965
----превращения 141
----распад 148, 532, 539
----стабилизация 104, 459
Отдых 51, 203
Отжиг 182
— в магнитном поле 84, 432, 497, 1003
--- пакетах 1011
----среде водорода 112, 384, ГЭ06, 1164
— • высокий 195
— для образования карбидов 875
----снятия напряжений 196
— иа крупное зерно 195
— особенности процесса 224
— предварительный 750, 770
— продолжительность 224
— прочность — см. Отжиг смягчающий
— пульсирующий 174
— рекристаллизационный 203
— смягчающий 189, 221
----влияние на графитообразование 356
----марганцевых сталей 428
----никелевых сталей 468
----с изотермическим обратным превра-
щением 222
----хромистых сталей 532, 566
----хромоникелевых сталей 570
— с полным превращением аустенита 191
----температура 224
— чувствительность к перегреву 545, 750,
770, 874
Отклоняющий сердечник 1093
Отливки из железокремиистых сплавов 990
Отпуск 148
Отпуск, влияние иа остаточные напряжения
806
------- производительность резания бы-
строрежущей стали 866
— время выдержки 148, 866
— графики — см. Диаграммы улучшения
— изменения свойств 153
---- структурного состояния стали 148
— магнитных сплавов 966, 1038
— образующиеся структуры 148
— охрупчивание 329
— температура 148
— устойчивость против снижения твердости
403 — см. Устойчивость против отпуска
— цвета побежалости 109
Отпускная хрупкость 329
----влияние вольфрама 764
-------марганца 442
------- молибдена 794
-------мышьяка 1224
--------- никеля 476
-------сурьмы 1224
Отпускная хрупкость, влияние фосфора
1177
-------хрома 560
-------хрома и никеля 576
---обратимость 331
Отслаивание скорлупообразное 546
Охлаждающая способность 235
Охлаждающие среды 233, 249
Охлаждение в магнитном поле 492, 1003,
1041
— влияние на сталь 235
— время 258
— кривые 19, 20, 465
— продолжительность, влияние размеров
изделий 241
— процесс 235
Охрупчивание аустенитных сплавов 600
— в процессе нагружения при высокой тем-
пературе 913
— из-за проникновения водорода 384, 699,
1165, 1167 — см. также Водород, его по-
глощение под большим давлением
— при 475° С 519, 538, 603
— улучшаемых сталей при низких темпера-
турах отпуска 328, 340
— ферритно-аустенитных сплавов 600
— хромистых сталей 567
П
Пайка, охрупчивание 697, 1076
Палладий 1132
Парамагнетизм 64, 65
Паровое давление 105
Паровые вентили ИЗО
— задвижки ИЗО
— пузыри, образование 235
Паропроводы 800
Пары, образование 107, 617
Пассивирование, потенциал 621
Пассивность 106, 616, 822
— влияние хемисорбции 618
--- электронного распределения 616
— вторичная 619
— метастабильная 624
— нестабильная 624
— стабильная 624
Патентирование 328, 375, 467
— в ваннах 328
— погружением 328
— с воздушным охлаждением 329
Паули принцип 65
Первичная кристаллизация 717, 1085
— ликвация 114. 174
— структура 718 — см. Литая структура
Первичные зерна, выделения на их границах
176
— карбиды 853
Первичный цементит 114, 169
Перегрев 194, 224, 243, 274, 297 — см. так-
же Зерно, укрупнение
— аномальной стали 295
— бессемеровской инструментальной стали
348
— быстрорежущей стали 861, 877
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1259
Перегрев, испытание на чувствительность
к нему 248 — см. также Закалка, Опре-
деление границ восприимчивости
— марганцевой наклепываемой стали (Гад-
фильд) 418
— чувствительность к нему 246, 274, 296,
348, 404, 877, 1022
---------- влияние легирования азотом
861, 1022, 1116
----------------алюминием 1022, 1027,
1.047, 1085
---------------- бором 1218
----------------ванадием 349, 832, 836
895
----------------вольфрамом 751, 862, 877
---------------— кобальтом 933
----------------кремнием 946
----------------марганцем 419, 437, 445
----------------медью 1054
------------- — молибденом 877
---------------г никелем 467
-------—--------ниобием 1207
---------------- свинцом 1187
-------------— титаном 1195
-------------углеродом 349, 725
-------------хромом 529, 544
-------------окисных включений 1085
-------------специальных карбидов 349,
529, 751, 832
—------------способа изготовления стали
348, 1022, 1047, 1085
-------------сульфидных включений 1180
Передаточные рычаги 478
Передатчики 1015
Передержка 194, 225, 243, 274, 297, 834, 862
— чувствительность к ней быстрорежущей
стали 862
Передние оси 560, 1062
Пережог 229, 387
Перекристаллизация 191, 196
Переохлаждение 20, 116
— диаграмма 120, 121, 127
Перецемеитация 282
Перископные трубы 480, 481
Парки 754
Перлит 114
— вырожденный 116, 296
— зернистый 115, 119, 190
— механические свойства 143
— пластинчатый 115, 119
— физические свойства 146
Перлитизация 191, 297, 432
Перлитная область (при изотермическом
превращении) 118
-----в быстрорежущих сталях 854
-----влияние алюминия 1011
------- бора 1215
------- ванадия 830
-------вольфрама 750
------- кобальта 931
------- — кремния 973
------- марганца 411
------- меди 1053
Перлитная область молибдена 779
----- — никеля 462
------- хрома 522
----процессы улучшения 319
Перлитная точка 115
Перлитные участки 117
Перлитообразование 117
— направленное 122, 527
Пермаллой 486, 488, 492, 1068
Пермаллойная обработка 1070
Пермендюр 958
Перминвар 488, 496, 960
Персит 880
Перфораторы 352, 549, 754, 949
Пескоструйные сопла 422, 888
Песочины 1088
Петля гистерезиса прямоугольная 86, 492,
497
---- сплава перминвар 497
Печная атмосфера 30, 231, 387, 509, 825,
877, 1007, 1164 — см. также Окалиностой-
кость и Обезуглероживание
Пивная промышленность, детали оборудо-
вания 635
Пилонасекальные зубила 352
Пилы 346
— для горячей резки металла 348, 418
— — холодной обработки 979
— по дереву 979
----металлу 350, 548, 754, 762, 789, 839,
949
— циркулярные 348
Пильная лента 354, 754, 839
Плакированный изоперм 498
Плакировка 713
— при отливке 713
---- прокатке 713
Пламенная закалка 270, 309
Планетарные шестерни 309
Платина 1229
Плашки 419, 754, 762, 949 — см. также'Резь-
бонарезной инструмент. Инструмент для
накатки резьбы 352, 789, 839, 949
Плены, образование 365
Плиты для высокого давления 551
Плоскость скольжения 22
Плотность 105, 145 — см. также влияние
различных легирующих элементов на фи-
зические свойства
Плунжера 470. ИЗО
Пневматические зубила 548, 762, 949
Пневматический инструмент 949
Поверхности скольжения 383
Поверхностная закалка 264
— зона на неспокойной литой стали 362
---при цементации 292
---------- свойства 301
Поверхностное разрушение 886
— упрочнение 270, 276, 587, 1119 — см. так-
же Цементация и Азотирование
----при одновременном насыщении азо-
том и углеродом 1131
----употребляемые стали 271
Поверхностные дефекты при волочении про-
волоки 735
— слои 613, 673 — см. также Защитные
слои
— трещины 307
Поверхностный нагрев 270
1260
ПРЕДМЕТНЫЙ указатель
Поводка 263, 544, 585, 705, 759, 820, 942 —
см. также Закалка в горячих средах
Поворот стенки домена, необратимый 80,83
—-------обратимый 83
Пограничная пористость (рыхлость) 384,
710
Пограничное окисление 226, 912
Пограничные трещины 185, 508, 722, 1165 —
см. также Границы первичных зерен,
Трещины и Водород, воздействие на сталь
Пограничный цементит 115, 169 — см. также
Цементуемая сталь
Подкорковые пузыри 361
Подогрев, время, влияние на режущие свой-
ства (производительность) быстрорежу-
щих сталей 861
Подшипники, корпуса 356
— спеченные НО
Подшипниковые стали 561, 786
---нержавеющие 635
Подъемно-транспортные канаты 376
Поковки крупные 431, 435, 561, 562, 576,
787, 806, 983
Покровный слой, образование 620, 621, 622,
673, 691, 991, 1226 — см. также Защитный
слой
Покрытия металлические 713 — см. Защит-
ные покрытия
Ползучесть 48, 317
— скорость процесса 48
Полигонизация 52, 203, 212
Полирование. восприимчивость (способ-
ность) к нему 357
Полосовая сталь для бритвенных лезвий
222, 352, 374, 546
Полисы Биттера 75
Полотна для циркулярных пил 419
Полотнища пильные 354, 754, 839
Полугорячий наклеп 726, 918
Полупроводники 675
Полуферритные сплавы 513, 558, 636, 745,
773, 942, 1018, 1116
Полюсные кольца 43
— наконечники (башмаки) 475, 1015
— сердечники 374, 431
— фигуры 493, 1004
Поляризационная способность металлов
621
Поперечное направление, исследование стро-
ения и свойств металлических тел 186
— сжатие 31
Поперечные волны 374
— свойства 186, 445, 468, 559, 570, 582,
1048, 1086
Порог рекристаллизации 214
Поршневые пальцы 481
— штоки 470, 635
Поршни Пневматических молотов 350, 352,
754, 839
Последействие магнитное 80, 163
— по Рихтеру 1010
— упругое 33, 162 — см. также Внутреннее
трение
Последующая ковка 292, 358
— прокатка 292
Последующий нагрев 294, 469
Потенциал 620
— активации 222
— покоя 621
— пробиваемости 109, 621
Потери в железе, ваттные 1000
— на гистерезис 1000, 1085
— показатель-—см. Ваттные потери
Потускнение (при образовании окалины)
685
Правило Норбери 101
Правильные валки 549
— оси 470
Превращение аустенита в быстрорежущих
сталях 851, 945, 1210
---при непрерывном охлаждении 123,
259
Превращения (в металлических сплавах в
твердом состоянии) 18
— влияние легирующих элементов 388 —
см. также Диаграммы состояния
— гистерезис 18, 407, 456, 941
— изменение свойств в результате непре-
рывного охлаждения 145
---температурной точки при непрерыв-
ном охлаждении 117
— изотермические 124
— карбидов 115
— кривые — см. Диаграммы изотермиче-
ского превращения
— магнитные 18, 72, 115
— напряжения 262, 265, 1154 — см. также
Напряжения
— необратимые 407, 456, 1229
— при непрерывном охлаждении 120, 123
----------в вольфрамохромовых сталях
1234
-------------марганцевокремнистых ста-
лях 123, 259
-------------медноникелевых сталях 1052
----------— медноникелемолибденовых
сталях 1053
---пониженных критических точках
116
— продукты процесса 117 — см. также Пер-
литная область, Промежуточная область,
Мартенситная область
— скорость процесса 118 — см. также Пер-
литная область
— температурная точка 18
-------влияние легирующих элементов —
см. соответствующие разделы
-------раздвоение — см. Гистерезис
— тепловой эффект 95, 240
Предел ползучести 49, 378 — см. также Жа-
ропрочность
— прочности на растяжение, зависимость от
скорости удлинения 167
---при испытании на растяжение 33 —
см. также Свойства прочности
— текучести 30
---влияние улучшения 314
-------феррита 318
---зависимость от скорости удлинения
167
---монокристалла железа 54
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1261
Предел текучести отношение к пределу
прочности, влияние улучшения 314
----поликристаллического чистого железа
58
Предел упругости 30
— усталости, обусловленный качеством от-
делки 39
Преимущественная ориентировка, магнит-
ная 74, 78, 79, 493, 957, 1041, 1073 —см.
также Анизотропия, Текстура
Преобразователи 611
Прессовые оправки 789, 839
— плиты 549
— подкладки 754
— пуансоны 344, 352, 550, 762, 789, 839
Прессовый инструмент 344, 348, 888, 946
Прессформы 549
— для литья под давлением 762, 789, 839
Прессы мундштучные, детали 551, 552, 789,
949
— по камню 421
Приводные детали (части) 580, 1062—см.
также Шестерни
Примеси 15, 349, 562, 1086, 1186
— влияние иа механические свойства 58,
187
-------процесс рекристаллизации 215, 220
---------- цементации 295
-------физические свойства 86, 113, 1007
-------- химические свойства 614
Пробки для прокатки труб 552, 946
Пробная закалка 303
Пробойники 350, 418, 754
Проводимость ионная 676
— промежуточная 552
— электрическая — см. Электросопротив-
ление
Проводники с избытком электронов 675
Проволока для тросов 376
— канатная 376
— матрицы для прессования 879
— рояльная 200, 374
Проволочные изделия 374
— сердечники тросов 371
Производительность резания 861
----быстрорежущих сталей 861
----влияние легирования 787, 840, 845,
949, 1189
--------- вязкости металла 862
— -----степени уковки 865
------- твердости 861
---- — теплопроводности 850
------- термической обработки 861
---- закаливаемых режущих сплавов
939
---- стеллитов 879
----твердых сплавов 888
Производство стали 15
---- влияние способов на склонность к
образованию черного излома 356
---- -------------- отпускной хрупкости
339
-------------------хрупкому разрушению
366
-------------срок службы сплавов для
нагревательных элементов 684
Прокаливаемость 241, 267—см. также
Улучшение и Скорость охлаждения, кри-
тическая
— влияние азота 1116
-----алюминия 1022
----- бора 1216
-----ванадия 832, 836
— — величины зерна 245, 260, 347
----- водорода 1150
-----вольфрама 751, 753
-----кремния 972, 977, 982
-----кобальта 931, 943
-----марганца 418, 539
----- меди 1053
-----молибдена 783, 786
-----никеля 466, 530, 534
----- ниобия 1210
----- свинца 1191
-----содержания углерода 243, 347
----- температуры аустенизации 243
----- титана 1197
-----фосфора 1173
-----хрома 530, 544, 847
— инструментальных сталей 243, 345
— кривые 248, 300
— цементуемых сталей 309, 586, 917
Прокатка, инструмент для осуществления
процесса 548, 549, 888 — см. также Хо-
лодная прокатка
Промежуточная область (при изотермиче-
ском превращении аустенита) 125, 126
-----в быстрорежущих сталях 854
----- влияние азота 1099
-------алюминия 854
------- — бора 1217
------- ванадия 830
—------вольфрама 750
------- кремния 973
-------марганца 413
------- меди 1053
------- молибдена 779
----- — никеля 462
-------образующейся структуры на дли-
тельную прочность 325, 328, 861, 901
---------------- механические свойства
142
---------------- устойчивость против от-
пуска 148, 153
----------------физические свойства 146
-----влияние углерода 127
•------хрома 524
----- карбидообразование 133
-----методы термической обработки 323
-----механизм превращения 127
— — образование феррита 128
-----образующиеся структуры 128, 131,
782
— — структура быстрорежущей стали 855
Проникновение водорода в металл под
высоким давлением — см. Водород
Проницаемость 63, 486
— влияние легирования — см. в главах о
физических свойствах сплавов в соответ-
ствующих разделах по влиянию различ-
ных легирующих элементов
— зависимость от напряжений 490
80 Э. Гудремон. т. п
1262
предметный указатель
Проницаемость, зависимость от напря-
женности поля — см. Изоперм
— обратимая 965
— температурная зависимость 485, 1010
Пропеллерные валы 470
Пропорциональность, границы 30
Пространственная решетка — см. Кристал-
лическая решетка
Протяжки 548, 754
Профильный волочильный инструмент
884
Процессы выделения 1ёЗ, 181, 209’ 221, 403
513, 567, 600, 747, 775, 857, 902, 936, 975,
1026, 1029, 1051, 1070, 1114, 1119, 1172,
1173, 1193, 1207, 1220, 1224, 1227, 1230
----см. также Отпуск, Устойчивость про-
тив отпуска
---- аномалии 1071
----в азотируемых сталях 1120
-------аустенитных сплавах 591, 595, 936,
1195, 1227
-------аустеиитно-ферритиых сплавах
595 ..
------- окалиностойких сплавах 822
-------режущих сплавах 891
-------связь с межкристаллитной корро-
зией 740
-------------охрупчиванием при 475°
567
-------сплавах для постоянных магнитов
966, 1038, 1051, 1193, 1230
------ влияние легирования 408
---------- азотом 1099
----------алюминием 1026, 1029
----------бериллием. 1.179
---------- бором 1220
---------- ванадием 884
----------вольфрамом 747, 936
— —-------кобальтом 936, 94.1
----------кремнием 975
----------медью 1051, 1070
— --------молибденом 775, 941
—---------никелем 918, 1026, 1193
---------- ниобием 1207
--------- — оловом 1224
----г-----платиной 1230
---------- серой 1179
----------• танталом 1209
----------титаном 1043, 1193.
—---------углеродом 165
----------фосфором 1172
----------хромом 512
---------- цирконием 1223
-------иа коррозионную стойкость 627
—,— ——отпускную хрупкость 420
----------прочность при высоких темпе-
ратурах 901
.—.-------. способность к глубокой вы-
тяжке 221
----интерметаллических сочинений 404,
852, 936, 1026, 1029. 1193. 1207
----при рекристаллизации 216, 220, 1072
----специальных карбидов 153, 156,
531, 567, 756, 785, 835, 857, 912, 1197,
1207
Прочность, влияние ванадия 890
----вольфрама 760
----кобальта 951
— — кремния 980
---- легирования 425
----марганца 424
---- молибдена 791
----— никеля 468
----углерода 358
---- хрома 554
— на разрыв 31
— при переменном нагружении.— см.
Усталостная прочность
— устойчивость во времени 49, 906
— чистого железа 54, 57
Прошивочный инструмент 352
Пружинная проволока 374
Пружинные кольца 990
— стали 374, 443, 988
----кремнистые 986, 988
----марганцевые 431, 443
----маргаипевованадиевые 440
----марганцевокремнистые 990
---- молибденовые 791
— — углеродистые 373
----хромистые 545, 560
----хромованадиевые 896
----хромомарганцовистые 560
----хромомаргаицевокремнистые 560, 990
Пружины 348, 990
— вибрационные 990
— винтовые 990
— грамофоиные 374, 990
— железнодорожные 374 — см. также Пру-
жинные стали
— конические 431, 990
— круглые 990
— нагруженные вагонные 990 — см. также
Пружинные стали
— нержавеющие 636
— несущие 348, 443
— плоские 431, 978 — см. также Пружины
— спиральные 990
— тарельчатые 947
— устойчивые против отпуска 990
— часовые- 374, 502, 545, 990
— червячные 986
Прямоугольная петля гистерезиса 86, 492,
497
Пуансоны 754, 761
— для горячего прессования 551
— пробивные 352, 754
— штампы 348, 352, 544, 549, 550, 551, 757,
949
Пуассона коэффициент 31
Пудлинговая сталь 372
Пузыри, образование 362, 1151
— скопления 362
Пульсирующий отжиг 174
Пупиновы катушки 112
Р
Равновесные линии и плоскости 395 — см.
также соответствующие Диаграммы сос-
тояния
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1263
Равновесные состояний 113 — см. также со-
ответствующие диаграммы состояния
Радиотраисформаторы 488
Радиоэлектронные лампы 506
Развертки 419, 754, 762, 949
Размагничивание, кривые 965, 967, 1041,
1093
Размеры, изменения 265, 418
— стабильность 418, 943
Размолочный инструмент 352
Разрушение поверхности 886
— по границам зерен аустенита 226, 726
— при длительном нагружении — см.
Прочность, устойчивость во времени. Дли-
тельная прочность
Раковистый излом — см. Излом по грани-
цам первичных зерен
Раскисление 349, 361, 365, 369, 378, 386, 451,
722, 929, 970, 1016, 1018, 1025, 1055, 1078,
1209, 1223, 1230
— влияние на образование графита 356,
1022
-------склонность к росту зерна 350, 1022
Расплавы солей, влияние иа окалиностой-
кие сплавы 698 — см. также Металличес-
кие расплавы
Распределительные рычаги 374
Растворимость азота 162, 1095, 1099
— водорода 1137
— углерода 114
Растворы гомогенные 161
— негомогенные 161, 165
— пересыщенные 163
Рафинирование, скорость процесса 451,
1168
Реальные диаграммы 406, 456
Регенераторы 700
Редкоземельные элементы 1222
Режущая способность инструментальных
сталей 346
Режущие сплавы 881
Режущий инструмент 352, 754, 839, 949,
979 — см. также в разделах Инструмен-
тальные стали в главах о влиянии раз-
личных легирующих элементов
Резание, производительность 861 — см.
также Производительность резаиия
Резцы 342, 348, 352, 418, 419, 548, 549, 761,
789, 839, 948, 979
— для фрезерования и сверления 754, 761
— нержавеющие 547, 549, 636
Резцы фасонные 419
Резьбовой инструмент 352, 353, 545, 751,
754, 789, 839, 881
Рекристаллизационные участки в сварных
швах 215
Рекристаллизационный отжиг 203-
-----практическое применение 218
Рекристаллизация 52, 203, 727, 973, 1009,
1025
— аномальная 216
— влияние легирования 397
-----на жаропрочность (длительную проч-
ность) 218, 481, 802, 900, 918
-------механические свойства 110, 217
Рекристаллизация, влияние частиц выделе-
ния 222, 1071
— вторичная 210
— диаграммы 209, 213, 214, 1009
— критическая 215
— окалиностойких сплавов 997
— особые случаи 216
— первичная 207
— получаемая структура 212
— пороги 214
— при горячей прокатке 215
— текстура 209, 218, 494, 1004, 1070 —см.
также Текстура
— температура процесса 207, 208, 451, 802,
874
Релаксация — см. Последействие
Реле Ш, 382, 498
Рельсы 422
Рентгеновские интерференции 28, 29, 209,
494
Рессорный болт 381
Ржавление — см. Коррозия
Ржавчина 106, 614
Рифленая сталь 761, 839
Родий 1230, 1231
Ролики (в подшипниках) 565, 839
Роликоподшипниковые стали 560
Рост зерна в быстрорежущей стали 942
----влияние (сдерживающее) включе-
ний 211, 221, 832, 1022
-------рекристаллизации 207, 209, 212—
см. также Зерно, укрупнение
Роторные валы 532
— кольца — см. Бандажи, Каппы
— корпуса 470, 560, 794
Рубанки 762
Рубильники 478
Ружейная сталь для нержавеющих ство-
лов 471
-------стволов 374, 763
Ружейные стволы, производство 1126,
1131—см. также Ружейная сталь
Рутений 1230
Рычаги 374
Ряд напряжения элементов 105
С
Сабельные клинки 348
Самопассивация, испытание 626
Свариваемость 438, 812
— влияние азота 1135
---алюминия 438, 1027
---- бора 1221
---- ванадия 900
---- водорода 1161
---- кислорода 438
---- кремния 1016
---- марганца 430
----меди 430, 1061
----молибдена 823
----мышьяка 1225
— — никеля 511
---- ниобия 669
----серы 438, 1187
80*
1264
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Свариваемость, влияние титана 669, 1207
----углерода 387, 430, 438, 810
---- хрома 731
— чувствительность 387, 430, 1225
Свариваемые стали высокой прочности 438,
900
Сварка аустенитных сплавов 669, 730
— ковочная 354
— марганцевой стали Гадфильда 422
— материалов высокой прочности 437, 900
— наплавлением 424, 713, 881
— неуспокоенной литой стали 366
— полуферритных сплавов 731
— растрескивание 438, 669, 1176, 1187
— ферритных сплавов 731
— чувствительность к образованию трещин
387, 429, 1209
Сварные соединения, коррозионная стой-
кость 725
---- образование флокенов 1159
Сварочная проволока 202, 369, 422, 431,
440, 511, 553, 823, 881, 1159, 1207
----аустенитная 422, 669, 733, 881, 1207,
1209
— сталь 371
Сварочное железо 371, 1087
Сварочные напряжения 197, 433, 438, 484,
732, 985— см. также Напряжения и
Сварка, чувствительность к образованию
трещин
— трещины 438
— электроды 202, 370, 423, 431, 439, 511,
553, 820, 881, 1159, 1207
Сварочный шов, образование трещин 438
Сверла 352, 419, 549
— для обработки камня 549
----лезвия 352
спиральные 352, 545, 754, 839
Сверхструктура 439, 454, 485, 956, 971, 1018,
1026, 1229 — см. также Упорядочение
Свинец 1185
— влияние на механические свойства 1187
----— обрабатываемость 1185
Свинцовые ваииы 235, 268, 878
— включения 1191
Свободная энергия 396
Сдвиг 117 \
Сдвиговое превращение 134, 407, 456
Селен 1120, 1226
Сендаст (сплав) 1037
Сера 1179
— активное воздействие 691
— влияние и а физические свойства 1187
--------химические свойства 1184
— воздействие иа поверхность стали 511,
692
— ликвация 1135
— отпечаток по Бауману 1187
— удаление 451, 1152, 1223, 1231
Сердцевина при цементации 297
--------- свойства 289
— прочность 289 —см. также Цементация
и разделы, освещающие влияние отдель-
ных легирующих элементов (главы о це-
ментуемых сталях)
Серебро 1229
Серебрянка (сталь) 544, 755
Сернистый марганец 445, 457, 1180
Серный отпечаток 1187
Сетки 422
Сеточная структура 117, 121, 192
Сеточные трещины 292, 758
Сетчатая структура 193
Сигма-фаза 469, 513, 537, 543, 601, 604, 775,
785, 827
Сигнальные устройства, материалы — см.
Магнитномягкие материалы и Изоперм
Силицирование 991
Силовые линии, плотность 63
Сильхромовые стали 986
Синеломкость 177, 1107
— испытание 1088
Система сплавов — см. Диаграммы состоя-
ния
Систематика двухкомпонентных диаграмм
388
— легирующих элементов 388
— многокомпонентных диаграмм 398
Склерометрическая твердость 289
Скобы мерительные 888
Скольжение, критерий напряжения сдвига
41
— критическое напряжение 22, 68
— направления 22
— плоскость 22
• — полосы 22, 27
— ступени 26
Скорость деформации 35
---влияние карбидов 244, 403
------- легирования 397
----------азотом 282, 1114
----------алюминием 1023
---------- бором 1172
— — ---- ванадием 839
---------вольфрамом 751
---------- кобальтом 932
---------- кремнием 347
----------марганцем 347, 411, 435
— -------медью 1053
---------- молибденом 781
---------- никелем 466
--------- титаном 1198
>-----------хромом 526
-------содержания углерода 244, 344
---------температуры аустенизации 245
---------- закалки 244
— — расчет 240
— диффузии 277
— нагружения, влияние на предел текучес-
ти 167
—------— склонность к хрупкому разру-
шению 43
— охлаждения 233
---влияние на величину зерна 195
--------- — превращение 116
---------характер образующейся струк-
туры 121
---критическая 134, 233, 240
—-------- анормальной стали 296
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1265
Скорость деформации критическая влияние
величины аустенитного зерна 245
— роста 117
— удлинения 49, 167, 1145 — см. также
Скорость деформации и Скорость нагру-
жения
Слаборжавеющие стали 632, 1046, 1064
Слиток, величина, влияние на ликвацию
1185
---------- распределение серы 1186
— ликвация — см. также Ликвация 182
Смазка при обработке со снятием стружки
194, 1181, 1187
Смешанная структура — см. Полуферрит-
ные сплавы
Смешение (области на диаграммах состоя-
ния) 114 — см. также соответствующие
диаграммы состояния
Смещение стенки (доменной) 77
Смита диаграммы 37
Смягчающий отжиг 189, 222
Смягчение 422
Снарядные гильзы 175
Снаряды, направляющие пояски 109
Снаряды разрывные 551
Собирательная кристаллизация 210, 494
Соединения, влияние атомного строения 97
-----на проводимость 97
— гетерополярные 98
— гомеополярные 98
— интерметаллические 405, 513, 745, 774,
785, 935, 970, 1193, 1206, 1222, 1231
металлические 98
Соляные ванны 233, 235, 267, 269, 278,
328
— тигли 699
— расплавы, влияние на окалиностойкие
сплавы 698
Сопла пескоструйные 422, 883, 888
Сопротивление текучести 130
Сорбит 119
Сосуды под давлением 560, 636
Спекание под давлением 883
Специальные карбиды 122, 138, 398, 833
----- бериллия 1230
— — ванадия 828, 851, 859
-----влияние на устойчивость против от-
пуска 340, 1176
--------------- —• проникновения водорода
под давлением — см. Водород, его по-
глощение под высоким давлением
----------флокенообразование 1161
----------— вольфрама 747, 851, 859
-----выделение 153, 157, 532, 566, 751, 780,
833, 856, 902, 1207, 1223, 1231
— — марганца 409
-----молибдена 857, 912, 1231
-----ниобия 667, 1207
-----тантала 667, 1209
— —- титана 667, 1202
----- Урана 1231
-----хрома 518, 851, 859
----- циркония 1223
-----см. также Карбиды, Процессы выде-
ления
Специальные стали, определение понятия
15
Спеченное железо ПО
Спеченные магниты 1043, 1089
— твердые сплавы — см. Твердые сплавы
Спин 65, 486
Спиновый момент 65
Сплав N-155 (жаропрочный) 918
— PMWC (жаропрочный) 918
— Red FoX31 (жаропрочный) 918
Сплавы Гейслера 74
— гиперм ПО, 488, 493, 956, 1010, 1012,
1070
— для впаивания в стекло 505, 609, 961
---- наплавки 881
----постоянных магнитов 90, 962, 1038,
1074
----------Сг—Pt 400
----------Си —Ni —Fe 1071
----------Си —Ni —Со 1071
----------Fe —С 382
----------Fe —С —Сг 610, 820, 962
----------Fe — С — Сг — Со 962
----------Fe —С —Сг —Si 611, 1016
----------Fe —С —Сг —Мо 820
----------Fe — С — Сг — Мп — Со 962
----------Fe —С —Сг —W769
----Fe — С — Сг — W — Со 962
----— — Fe — С — Мо 820
----Fe —С —V 928
----------Fe —С —W 769
----------Fe — Сг — Мп 449
----------Fe — Со — Мо 966
----------Fe — Со — V 966
----------Fe—Со —W 941, 966
----------Fe —Си —Ni 1074
----------Fe — Мп 447
----------Fe — Мо 774
----------Fe — Ni — Al 1036
----------Fe —Ni —Al —Co 1040
----------Fe — Ni — Al — Co — Си 1040
----------Fe —Ni —Al —Co —Ti 1044
----------Fe —Ni —Co —Ti 1044, 1196
----------Fe—Pd 1230
----------Fe — Pt 1230
----------механические мягкие 448, 966,
1074
----------обработка в магнитном поле
968, 1040
----------оксидные 968, 1094
— --------порошковые 110, 968
----------температуроустойчивые 966,
1036
----------упрочнение в результате выде-
ления фаз 966, 1036, 1074, 1196, 1230
----------ферриты 1094 .
— сопротивления 103, 507, 607, 820, 1032 —
см. также Нагревательные элементы
— упрочняемые в результате выделения фаз
404
— устойчивые в соляной кислоте 481, 1065.
1071, 1226
— BVT 918
- FCB(T) 918
— FCM'D 918
— G18B 918
1266
предметный указатель
Сплавы G32 918
— R22, R23 (жаропрочные) 918
— Rex 244, 252, 350, 918
— S 371, 466, 621, 918
— WT 502
Стабилизация аустенита 479, 539, 1117
---влияние на процесс коррозии под на-
пряжением 655
— остаточного аустенита 141, 458
Стабильность размеров 265, 943 — см. также
Размеры, изменения, Стали для безде-
формациоиной термообработки; Старение
измерительных инструментов
Стали для бездеформационной термообра-
ботки 265, 419, 545, 547, 947, 978
---нефтеперерабатывающей промышлен-
ности 801
---облегченных конструкций 567, 590
— — пил по дереву 839
---для подшипников качения 560
---прокладок 243
— — работы при нагреве 547, 755, 756, 786.
836, 950, 979
— жаропрочные 918
— идет 1109
— листовые для глубокой вытяжки 219, 361,
980
— — нержавеющие 635
— неуспокоенные 220, 361, 980, 1109, 1112.
1168, 1181
— рифленые 761, 839
— тигельные 346, 978
— тонколистовые, процессы производст-
ва 219, 368, 801
— трубице, устойчивые против проникнове-
ния водорода под давлением 701
— V2A 534, 538
— V2AED 918
Стальная проволока 374, 807
Стальное фасонное литье 452, 720, 929, 1066,
i 1115, 1223
Стальные трубы, бесшовные 431
Старение естественное 178
---влияние легирования 1109
--------на коррозионную стойкость 1113
•-------термической обработки 1112
— искусственное 178
— испытания иа склонность к нему 178,
1112
— магнитное 111
— магнитных сталей 611
— механическое 168, 221, 1105
— после закалки 168, 1105
— сталей для магнитных мерительных ин-
струментов 266, 978
— устойчивая против старения сталь 1110
Стейблед (сплав) 918
Стелламент (сплав) 880
Стеллитная наплавка 447
Стеллиты 879, 918
— для наплавки 881
Степень деформации 199, 213
Стойкость нержавеющих резцов 547
— режущего инструмента 548, 919 — см.
Производительность резания
--------способы оценки 843 .
Стойкость стеллитов 879
Столбчатая кристаллизация 232
Столбчатые кристаллы 232
Столовые приборы 634
Строгальный инструмент 352, 354, 754, 888
Строение атома 65
— — влияние на превращение 391
--------- — проводимость 97
Строительные высокопрочные стали 362,
430, 556, 791, 893, 981, 996, 1175, 1197
— стали торговые 360
Строчечная структура 194, 1087 —см. так-
же Волокнистость
-----вторичная 194, 434
Струйная закалка 267
Структура, измельчение 314 — см. также
Зерно, измельчение
Структура литого металла 183, 508, 718,
1085, 1167, 1205
Структурные изменения при отпуске
153
— напряжения 262 — см. также Напря-
жение
Структурообразование в железоуглероди-
стых сталях 537
-----кремнистых сталих 973
-----марганцевых сталях 415
-----молибденовых сталях 857
-----никелевых сталях 459
-----хромистых сталях 522
Ступенчатая закалка (мартемперинг) 267—
см. также Закалка в горячих средах
Сужение 32
Сульфид железа 186, 1179
— кобальта 1180
— марганца 443, 451, 1180
— молибдена 825, 1180
— никеля 508, 1180
Сульфиды, коррозия под напряжением 1165
— образование 186, 1180
— распределение при диффузионном отжи-
ге 186
Суперинвар 960
Супермалой 488, 491
Сурьма 1226
Сцепляемость 22
Т
Тантал 1207
— в аустенитных сталях 667, 1209
-----жаропрочных сталях 919, 1210
-----сварочной проволоке 669, 732, 1209
-----сталях с особыми химическими свой-
ствами 667, 685, 1209
-----твердых сплавах 888, 1210
Тахометры 484, 968
Твердение дисперсионное 169
Твердое хромирование 713
-----быстрорежущих сталей 868
Твердость влияние на производительность
резания быстрорежущими сталями 868 —
см. также Красностойкость и Горичая
твердость
— — отпуска 142
— восприимчивость металла к закалке 242
предметный указатель
1267
Твердость вторичная 857 — см. также Ус-
тойчивость против отпуска
— закаленных сталей 143, 247
— инструментальных сталей 360
— критическая 243
— магнитная 63 — см. также Коэрцитивная
сила
— механическая 32
— наивысшие значения 143, 243
— отожженных углеродистых сталей 143
— при высоких температурах отпуска 269,
866
----нагреве 862, 886, 945
Твердые растворы 161, 391, 1097, 1214
— сплавы 882
----влияние азота 1096
-------алюминия 1047
-------бериллия 1227
- — — бора 1220
-------ванадия 922
-------водорода 1162, 1167
—------вольфрама 772
—------кальция 1223
------- кислорода 1078
------- кобальта 970
------- кремния 1016
------- магния 1224
------- марганца 451
— — — меди 1076
------- молибдена 825
—------никеля 508
---- — свинца 1187
----— серы 1179
------- титана 1192
------- углерода 386
—------хрома 715
---- коррозионностойкие 888
---- окалииостойкие 888
Текстильных машин детали ИЗО
Текстура 28, 203, 209, 210, 215, 494, 1004,
1070
— см. также Анизотропия, Рекристаллиза-
ция, Преимущественная ориентировка
— волочения 28
— ее определение 1004
— прокатки 28, 210, 494, 1004, 1070
— растяжении 28
— рекристаллизации 209, 215, 494, 1004,
1070
Текучесть, замедление (торможение) 104
— область 31, 169
— сопротивление 265
— фигуры — см. Людерса линии
Телефонные мембраны 1015
Теллур 1227
Температура аустенизации 146 — см. также
Температура закалки
----влияние иа восприимчивость к закал-
ке 245
---------- закаливаемость 246
----------критическую скорость охлаж-
дения 233
---------- процесс образования мартенси-
та 136
----------стали, содержащие специаль-
ные карбиды 894
Температура аустенизации, упрочнение,
сердцевина цементуемых сталей 381
— В, 128
— вырождения 98
— М, 133, 539, 588
-----влияние азота 1.092
-------алюминия 1011
------ — бора 1216
------- ванадия 830
------- водорода 1137
------- вольфрама 750
------- кобальта 933
------- — кремния 973
-------1 марганца 414
------- меди 1053
------- молибдена 779
-------никели 457, 466
-------углерода 135, 343 ,
-----'— хрома 524
-------хрома и никеля 539
— M's 140, 540
— М, 138
— отдыха 205, 206 — см. также Рекристал-
лизация
— переходная 44, 46 — см. также Хладно-
ломкость
— плавления 208
— разливки — см. Литая структура и Пер-
вичная структура
— рекристаллизации 205, 208, 451, 801,
1070
-----влияние легирования 206, 804
— эквикогезивная 52, 908
Температурная зависимость восприимчиво-
сти (магнитной) 72, 1089
-----модуля упругости 502
-----намагниченности 72, 485
----- проницаемости 485
-----процессов выделения 403, 857, 936,
945
-----прочности ванадиевых сталей 80! —
см. также Жаропрочность
-------влияние алюминия 1031
-------— легирования 900
---------- меди 1058
----------улучшения 314
-------вольфрамовых сталей 764
-------кобальтовых сплавов 951
---------- сталей 951
-------марганцевых сталей 440
-------молибденовых сталей 801
-----:---- никелевых сталей 471
------- твердых сплавов 888
-------углеродистых сталей 177, 323, 365,
378, 951, 1007
-------хромистых сталей 576, 951
-------хромомарганцовистых сталей 576.
593, 755
-------хромомолибденовых сталей 801,.
951
-------хромоникелевых сталей 576, 593.
952
-------хромоникельвольфрамовых сталей
577, 764, 951
1268
предметный указатель
Температурная зависимость прочности хро-
моникелькобальтовых сталей 951
-------хромоникельмолибденовых сталей
908
-------чистого железа 60
— — ударной вязкости 46, 63, 178, 323, 329,
365, 1007, 1010
-----чувствительности к хрупкому излому
44
-----электрического сопротивления 99,
507
Температурные напряжения 197
Теневые полосы 183, 373
Тепловое расширение 96, 380, 445, 480, 503,
524, 1230
-----аномалии 502, 1230
Теплоемкость удельная 94
Теплообменные трубы 801
Теплопроводность 104, 397, 448, 508, 606,
608
Теплостойкость 346
Теплота растворения 396, 1016
Теплоустойчивый инструмент — см. Инст-
румент для работы при иагреве
Термическая обработка 182
-----быстрорежущей стали в промежуточ-
ной области 857, 866, 879
-----в защитной атмосфере 309
----- приспособления 877
Термобиметаллы 488, 507
Термопары 484
Термоэлементы 507, 609
Тигельная сталь 346, 977
Тигли соляных ванн 693
Тимкен (сталь) 918
Тинидур (сталь) 918, 919
Типографские штемпели 351
Тиски 352, 550, 551
Титан 667, 1192 — см. также Хром
— в азотируемых сталях 1119
-----твердых сплавах 885, 888
-----дисперсионно твердеющих сплавах
918, 1193
-----жаропрочных сталях 594, 918, 1193.
1196
-----инструментальных сталях 1200
-----конструкционных сталях 1197
-----сварочной проволоке 669,- 732
-----сплавах для постоянных магнитов
1044, 1196
-----цементуемых сталях 1205
— влияние на процессы производства й об-
работки стали 1207
Титанит (сплав) 887
Токарные долота 761
— резцы 346, 351, 353, 754, 888
— центры 888
Токарный инструмент 351
Токопроводящие шины 383
Томасовская сталь 365, 371, 1023, 1109, 1135
Топливные насосы, корпуса 374
Топоры 320, 323, 351, 353
Торан (сплав) 880
Торий 1223
Тормозные барабаны (автомобилей) 365
Тормозные канаты 376
Торпедные оболочки 482
Торцовая проба на прокаливаемость, влия-
ние алюминия 1028
------------- бора 1216
-------------ванадия 833, 895
-------------кремния 974
------------- марганца 417
------------- никеля 466
--------------температуры аустенизации
259, 833
------------- хрома 532
----------кривые 255, 256, 258, 260
----------немецких сталей 806
— —-----проведение испытания 253
— — — — форма образца 253
Точечная коррозия 653, 823
Травильная хрупкость — см. Водородная
хрупкость
Травильные поры 231, 734
— пузыри 1151
— трещины 275, 1149
--- после цементации 292
Травление 734, 1149
— светлое 232
Тракторные детали 1062
Транскристаллизация 186, 714
Трансляторы 1015
Трансформаторное железо 999 — см. также
Динамное железо
Трансформаторы 610, 1015
— линейные 1093
— сильных токов 474
— токоизмерительные 493, 1008
Трение, коэффициент 1187
Тренировка 38
Трещины поверхностные 306
— по границам первичных зерен 508,
720
— роторы 560, 653, 798
— при пайке — см. Пайка, охрупчивание
— сварочные 437
— усадочные 225, 451
— шлифовочные 275, 292, 546
Троостит 119
Тросы 376
Трубная арматура 1166
— сталь 368, 801
Трубы, испытание на внутреннее давление
47
— пароперегревательные 801, 997
— стальные, бесшовные 431
ТТТ-диаграмма — см. Изотермическое пре-
вращение, диаграмма
Турбинные валы 470, 798, 986
— детали 798
— лопатки 469, 470, 472, 569, 570, 635, 671,
1195
— рабочие колеса 470, 478
— роторы 560, 798
Турботерм (сплав) 918
У
Углерод, влияние на процессы производст-
ва и обработки стали 385
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1269
Углерод неравномерное распределение на
дефектах строения кристаллической ре-
шетки 165
— отжига 114, 355 — см. также Графитооб-
раздвание
— элементарный 114, 354 — см. также Гра-
фитообразование и Черный излом
Углеродистая инструментальная сталь 344
---— влияние состава на свойства 347
— --------способа производства на свой-
ства 347
-------особые области применения 354
— конструкционная сталь 359
— магнитная сталь 383
— оружейная сталь 374
Углеродистая пружинная сталь 373
— сталь с повышенным содержанием мар-
ганца 431 — см. также Железоуглероди-
стые сплавы
--- физические свойства 382
химические свойства 383
— улучшаемая сталь 373
— цементуемая сталь 381
Углеродистые стали, технические (промыш-
ленные) сорта 344
Ударная вязкость 45, 367, 445, 807
— температурная зависимость 46, 61,
179, 324, 329, 359, 363, 1108, 1111
Ударные буры 881
Ударный инструмент 352, 550, 949
Удельная теплоемкость 94, 503 — см. также
влияние различных легирующих элемен-
тов на физические свойства
Удельный объем 142, 158
Удлинение 31
— в шейке 33
— граничное 32
— коэффициент 32
— монокристалла железа 55
— отрицательное 51
• — поликристаллического технически чисто-
го железа 60
• — при испытании на длительную прочность
49, 596, 801, 915, 953
ползучесть 50
— равномерное 33
— регламентированное, устойчивое во вре-
мени 49, 596, 801, 915, 953
Уковка, степень — см. Деформация, степень
Улучшаемые стали для крупных поковок
430, 436, 560, 591, 797, 986
---достигаемые свойства прочности 315,
436, 807
---общие соображения об их легирова-
нии 804
— — содержание углерода в них 819
— — см. также соответствующие разделы
о влиянии легирующих элементов
Улучшение 314
— в горячих средах 326, 374
---промежуточной области 326
— влияние легирующих элементов — см.
также соответствующие разделы
---на свойства при комнатной темпера-
туре 314
Улучшение, влияние легирующих элементов
при низких и повышенных температурах
324
— --усталостную прочность 325
— --устойчивость против старения
1111
— восприимчивость к нему — см. Закалка,
восприимчивость к ней
— диаграммы свойств 314
------- ванадиевой стали 893
— — — вольфрамовой стали 763, 983
— —----кремнистой стали 983, 989
— — — марганцевой стали 418, 437
-------марганцевокремнистой стали 983
------- никелевой стали 471
-------углеродистой стали 156, 314, 557,
763, 983
-------хромистой стали 156, 557, 568, 763,
1220
-----— хромоалюминиевой стали 1036
—------хромованадиевой стали 896
-------хромобористой стали 1220
—------хромовольфрамовой стали 763
-------— хромомарганцевованадиевой ста-
ли 895
-------хромомарганцовистой стали 558,
560
Улучшение диаграммы свойств хромомар-
ганцевокремнистой стали 560, 983
-------хромомолибденоалюминиевой ста-
ли 1028
-------хромомолибденовой стали 792, 793,
838, 1028
-------- хромоникелевой стали 574, 765.
793
—------хромоникельвольфрамовой 765,
793
— —--хромоникельмолибденовой стали
793
— инструментальных сталей 314
— особые способы ведения процесса 325
— по механизму промежуточного превра-
щения 326
-------------влияние на длительную
прочность 328
-------------------- отношение предела
текучести к пределу прочности 328
------------------ударную вязкость 325
— сквозное 317, 805
-----влияние легирующих элементов — см.
Прокаливаемость и Конструкционные
стали
-------на усталостную прочность 323
— структура 119, 314, 318, 323
— температура нагрева, влияние на вяз-
кость 809
Ультразвуковые передатчики 881
Упорядочение 457, 485, 492, 1026, 1230
— ближнее 484
— температура процесса 492
— ход процесса 486 — см. также Сверхст-
руктура
— энергия процесса 486
Упрочнение в результате выделения фаз
153, 170, 181, 404, 591 — см. также Про-
цессы выделения
1270
предметный указатель
Упрочнение двойное 553, 591
— кривая 25
— при наклепе 25, 51, 199, 420, 441, 432,
480, 730
Упругая область 32
Уран 1232
Усадка 1309
Усадочные трешииы 225, 451
Усталостная прочность 36, 447
-----влияние качества поверхности 39,
374
--------коррозии 39, 671, 1127
--------напряженного состояния 303
--------обезуглероживания 233, 998
--------переходов сечения 233, 807
--------поверхностного упрочнения 233,
807, 1127
--------температуры 38, 473
----------превращения 107
—-------улучшения 317, 323
------- — шлаковых включений 446, 580,
1086
-----инструментальных сталей 344
-----связь с пределами прочности и теку-
чести 38, 317, 807
Усталостное разрушение 39, 374
Усталость, испытание 36
Устойчивость в атмосферных условиях 982,
1055, 1064, 1175, 1223
— при различной погоде 982, 1055, 1064,
1175, 1223
— против отпуска 403 — см. также Отпуск,
устойчивость против отпуска
--------быстрорежущих сталей 857
-------- влияние ванадия 833
----------вольфрама 752
----------кобальта 934
---------- кремния 975
---------- легирования 980
------------ марганца 410
----------молибдена 783
----------на режущую способность 345
------------- теплостойкость 345
---------- никеля 465
---------- ниобия 1207
----------специальных карбидов 531,
833 — см. также Процессы выделения
---------- тантала 1207
----------титана 1198
----------хрома 567, 630
-----— стеллитов 879
--------штамповых сталей 789
— химическая — см. также Коррозион-
ная стойкость
----- граница 624
-----диаграммы 623, 633, 652, 823
-----защитные покрытия на основе хро-
ма 713
-----таблицы, высоколегированные хромо-
никелевые сплавы 651
------- — литые кремнистые стали 994
----------хромистые сплавы 642
--------хромистые стали 639
--------хромомарганцовистые стали 639
--------- хромоникелевые стали типа 18/8
643
Устойчивость химическая, таблицы, хромо-
никельмолибденовые стали типа 18-8-2
650, 821
Устойчивые (без изменения размеров) ста-
ли — см. Бездеформационные стали
Уширение 726
Ф
Фазовые границы, расчетный метод постро-
ения 396 — см. также соответствующие
диаграммы состояния
— изменения 18 — см. также Превращения
Фасонное литье, стальное 462, 706, 720, 823,
929, 1115, 1204, 1222 — см. также Литая
структура
Фасонные гладилки 340, 352, 549
— ножницы 351
— резцы 419
Ферми энергия 64
Ферримагнетизм 72, 1089
Феррит 115
— выделение, влияние на предел текучести
318
----------усталостную прочность 323
— добейнитный 129
— доэвтектоидный 115, 119
— образование в аустенитных сплавах 599.
600
Ферритная сетка 229
--- величина 193
— строчечность 362
Ферритно-аустенитные сплавы 599
Ферритные сплавы 397, 513, 563, 627, 634,
663, 706, 747, 773, 827, 936, 967, 970, 996,
999, 1018, 1116, 1193, 1209, 1227
Ферриты 1089
Ферромагнетизм 63, 70, 483 — см. . также
Магнитные свойства
— влияние на механические свойства 91, 429
-------модуль упругости 92, 429
-------удельную теплоемкость 94
------- электрическое сопротивление 97
— связь с коэффициентом теплового расши-
рения 503
Ферропир 103
Фигура штампа 419
Фигуры травления в местах концентрации
напряжений 1109
Физические свойства 63
---влияние легирующих элементов — см.
Соответствующие разделы
-------понижения температуры превраще-
ния 146
-------процессов выделения 936, 967, 1037,
1071, 1195, 1230, 1232
------- рекристаллизации 218
--- изменения в связи с возникновением
отпускной хрупкости 332
------- при отпуске 158
--- чистого железа ПО
Фика закон 277
Фильеры 754, 949
Фланцевые соединения 470, 478
Флокеиоподобные дефекты (пороки) метал-
ла 1158
предметный указатель
/27/
Флокеночувствительность, влияние ванадия
929
---- легирования 1161
---- способа производства стали 1163
---- циркония 1223
Флокены, образование 374
Формоизменение, сопротивление 53, 218, 265,
387, 451, 452, 514, 725, 826, 968 — см. так-
же Холодная деформация и Горячая де-
формация
— способность 42
Формы для каменного литья 552 .
----литья под давлением 549, 635, 839,
949, 979
---- стекла 346
Фосфор 1170
— в аустенитных сталях 1174
— • — конструкционных сталях 1174
— влияние на коррозионную стойкость 1065,
1175
--------отпускную хрупкость 334, 1177
-------- процессы обработки стали I177
-------- физические свойства 1172, 1177
— ликвация 183, 435, 1171, 1185
Франка — Рида источник 25
Фрезы 352, 419, 545, 549, 754, 949
— вставные иожи к сборным фрезам 352
— литые 553, 847, 949
— по дереву 946
Фри реактив 1109
X
Хастеллой В (сплав) 918
Химическая сорбция 608
Химическая устойчивость — см. Коррозион-
ная стойкость, Окалиностойкость
Химические свойства — см. соответствующие
разделы о влиянии легирующих элементов
Хладноломкость 43, 200, 980
— влияние алюминия 1025, 1029
---величины зерна 432, 1025
---- марганца 428
----никеля 473, 1112
— — отпускной хрупкости 331
---- строения 179, 1111
----фосфора 1112, 1174
— испытания 32
— мягких сортов стали 365
Хозяйственная утварь 635
Холодная деформация 176, 199, 374, 727,
1004, 1036
----аустенитных сталей, влияние на проч-
ность 724, 918, 953
----------------стабильность аустенита
540, 583
----------------упрочнение 421, 441, 480,
595, 730
----влияние на длительную прочность 218
---------- коррозионное растрескивание
под напряжением 655
----------магнитные свойства 88, 202, 493,
966, 1004, 1036
----------образование сигма-фазы 513.
603
Холодная деформация влияние иа охруп-
чивание при 475° С 516, 603
----------превращения 221, 540, 588
----------процессы выделения 205 — см..
также Деформационное старение
----------распределение карбидных час-
тиц 221
----------сопротивление металла против
проникновения в него водорода 1140
----------способность к смягчению при
отжиге 221
----------химические свойства 202
-----железоалюминиевых сплавов 1045
-----железокремиистых сплавов 991, 996
----- изменение объема 200
----- — свойств 198
-----марганцевой наклепываемой стали
(Гадфильда) 422
------ при повышенных температурах 214.
918, 953, 996
-----хромистых сталей 727
-----хромомарганцовистых сталей 727
-----хромоникелевых сталей 727
Холодная прокатка, текстура — см. Текстура
— штамповка 352
Холодные просечные штампы 352, 949, 962
— штампы 343
Храповые колеса 580
Хром 512 — см. также Марганец, Никель
Хром в аустенитных сталях 551, 587
-----быстрорежущих сталях 548, 846
-----жаропрочных сталях 578, 801, 821
-----инструментальных сталях 544
-----конструкционных сталях 544
-----литых сплавах 633, 704, 717, 722
-----магнитных сталях 611
----- нитролоях 1122
-----сплавах с особыми физическими свой-
ствами 506, 604, 960
-----сталях с особыми химическими свой-
ствами 614, 1065
----- стеллитах 879
-----твердых сплавах 884, 888
-----улучшаемых сталях 554
-----цементуемых сталях 578
— влияние на карбидообразование 517
—------протяженность суженной гамма-об-
ласти 521
-------процессы отпуска 530
----------превращений 522
---------- производства и обработки ста-
ли 715
— ликвация 717
— обеднение 593, 565, 625, 661, 665
Хромадур 922, 924
Хромансиль 556, 1056
Хромирование 717
Хромистые стали, влияние никеля и марган-
ца 534
-----охрупчивание 514 — см. также Охруп-
чивание и Сигма-фаза
-----свойства при высоких и низких темпе-
ратурах 576
Хромистый сульфид 1181
Хромоалюминиевые стали 687, 1047
1272
предметный указатель
Хромованадиевые стали 253, 805, 897
Хромовольфрамованадиевые стали 749, 757,
979, 1233
Хромокремневанадиевые стали 949
Хромокремнистые стали 686, 706, 947, 949
Хромомарганцевоазотистые стали 590, 1116
Хромом арганцевованадиевые стали 805, 897
Хромомарганцевокремнистые стали 561
Хромомарганцевомолибденована д и е в ы е
стали 440, 898
Хромомарганцовистые стали 541
-----аустенитно-ферритные 441
-----аустенитные 587
-----инструментальные 548
----- получение и технология обработки
715
-----улучшаемые 714
-----цементуемые 580
Хромомолибденованадиевые стали 437, 789.
805, 897
Хромомолибденовые стали 801, 805
Хромоникелевые стали 534, 567, 634, 706
----аустенитно-феррйтные 441
-----аустенитные 587, 918
-----инструментальные 549
Хромоникелевые стали, получение и техно-
логия обработки 715
-----свойства при высоких и низких темпе-
ратурах 576
-----улучшаемые 570
-----цементуемые 582, 816
Хромоникельазотистые стали 590, 1116
Хромоникельванадиевые стали 897
Хромоникельвольфрамовые стали 576, 766,
918
Хромоникельмолибденованадиевые стали
897
Хромоникельмолибденомедные стали 634,
1074
Хромоникельмолибденовые стали 551, 576,
634, 805, 918
Хромоникельниобиевые стали 1211
Хромоникельплатиновые сплавы 1230
Хромоникельтитановые стали 1211
Хрупкая составляющая 514
Хрупкий излом 42, 45, 241, 245, 274
-----быстрорежущие стали 782
— — винторезного инструмента 274
-----интеркристаллитный 44, 51, 1081 '
----- коленчатых валов 272
-----матриц 275
-----монетных штемпелей 275
-----транскристаллитный (интеркристал-
литный) 44
-----штампов 266
Хрупкость припайке 472,698, 1076 —см.
Отпускная хрупкость, Хладноломкость,
Охрупчивание
Хунтсмана сталь 347
ц
Цанги 549
Цапфы 381, 949
— ведущие 381
Цвета побежалости 109, 677
Цельзит (разновидность стеллита) 880
Цементационные ящики 696
Цементация 233, 276
— автоматных сталей 1183
— активизаторы 280
— аномальная структура 295
— влияние времени 279
---- легирования 816
----на свойства 284, 287
-------усталостную прочность 304
----температуры 279
•---цементующих смесей 290
— время процесса 279
— глубина 278, 298
— дефекты, сопутствующие процессы 308
— инструментальных сталей 534, 839, 949
— комбинированная 285
— кривые зависимости глубины проникно-
вения углерода 279
— особенность процесса 308
— перенагрев 292, 298 — см. также разделы
о влиянии легирующих элементов на це-
ментуемые стали.
— получаемые структуры 290, 298
— равновесие в газовой и твердой фазах
276
— температура процесса 279
«Цементирование» (патентирование) 323
Цементит 114
— вторичный 114, 169
— выделение в доэвтектоидной стали 117,
120
— по границам зерен 115, 169
— распад — см. Графитообразование н Чер-
ный излом
— третичный 169
Цементита ая сетка 117, 190, 226, 292
Цементитные прожилки 292
Цементная сталь 16, 292 •
Цементуемые стали — см. разделы о влия-
нии различных легирующих элементов
— — изменения свойств в зависимости от
величины сечения 501, 815
----общие соображения по выбору соста-
ва 816
----содержание углерода 502
----термическая обработка 301, 1133
Цементующие средства 279, 1133
Центробежная отливка в кокиль 789, ИЗО
Цепи 374
Церий 1222
Цианирование (в ваннах) быстрорежущей
стали 868
Цианистые соляные ванны 271, 284
Цианистый водород, его воздействие 657
Цилиндры 470, 560, ИЗО
Цинк 1232
Цинкование 364
— ванны 697
Цирконий 1223
Ч
Часовой инструмент 352
Часовые корпуса 590, 635
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
1273
Часовые маятники 506
— пружины 374, 502, 545, 988
Частицы, влияние их размера на коэрцитив-
ную силу 84
Чеканочные матрицы 344, 347, 551
— пуансоны 352, 713, 839, 979
Чеканочный инструмент 343, 347, 352, 548,
549, 551, 762, 839, 979
Червяки (шнеки) 478
Червячные гайки 478
Черный излом 350, 355, 534, 773 — см. также
Г рафитообразование
Чистота по примесям 16, 21, 348, 561, 1088,
1184 — см. также Примеси
------- критерии 561
Чувствительность к надрезу 303, 588
Чугун 355, 992, 1173, 1175, 1222, 1223
— ковкий 356
Ш
Шабера 346, 351, 762
Шайбы 374, 797
— для втулок 470
— (прокладки) высокого давления 551,
762
Шарики (в том числе для подшипников)
562, 839, 888
Шарикоподшипники 839
— кольца 986
Шарикоподшипниковые стали — см. Ролико-
подшипниковые стали
Шатуны 374, 433
Шведское железо 16
Швейных машин детали 1173
Шейки осей 478
Шестерни 478, 574, 580, 586, 796, 986
— дифференциала 1062
— конические 986, 988
— приводные 470, 478
Шины экранированные 348
Шиферный излом 724
Шкала величины зерна (ASTM) 248
Шкалы структур 248, 564
Шлаки, оценочная шкала включения 563 —
см. также Включение
Шлаковая строчечность, 442 — см. так-
же Волокнистость, Строчечная струк-
тура
Шлемы 422, 986
Шлифовочные трещины 275, 292, 546
Шпиндели 374, 431, 470, 478
— ходовые (рабочие) 586
Шпиндель 303
Штамповые стали 419
Штампы 346, 348, 420, 789, 889
— для кожи 352
— закалка 267
— ковочные 547
Штампы полые 762,979
— холодные 343
---просечные 352, 839, 979
Штанги 374
Штемпели 549, 754
Штемпельные рукоятки 839
Щ
Щеки дробилок 423
Щелочи, охрупчивающее воздействие 1110 —
см. Коррозия под напряжением, интер-
кристаллитная
Щелочное воздействие, разъедающее 482
Э
Эквивалент тока 622
Эквикогезивная температура 52, 908
Экранирование 109, 383, 1015
Экскаваторные детали 424
— направляющие 424, 440
Эксцентриковые валы 381, 470
Электрическая проводимость 97 — см. также
Электрическое сопротивление
Электрическое сопротивление 97
-----аномальные изменения 100, 491, 1070
-----влияние дефектов кристаллической
решетки 103
-------легирования 100, 397
----------алюминием 1031
Электрическое сопротивление, влияние леги-
рования ванадием 929
—---------и температуры 102
—------— кобальтом 955
---------- кремнием 999
---------- марганцем 447
----------медью 1068, 1070
----------молибденом 895
----------никелем 507, 511
--------- — углеродом 145, 380
----------фосфором 1172, 1177
----------хромом 608
-------наклепа 103, 176, 201, 217, 1070,
1072
------- — намагничивания 101
-------— отдыха 205
-------процессов выделения 171, 175, 176,
1070
-------температуры 99, 607, 1011, 1033
-------упорядочения 511, 958, 1033
-------электронной конфигурации 97
----- граничные значения 612
Электроды для автогенной и дуговой свар-
ки. 370 — см. также Сварочная проволока
— эмиссионные 960
Электролиз 605
Электролитическое железо 17, 109, НО, 295
Электромагниты (сердечники) ПО, 381, 955
Электронная конфигурация 66
-----влияние на превращение 391
----------химические свойства 620
Электронное распределение 66, 389, 620
Элементарная структура 25
Элементарные области 70
Элинвар 503
Эльмарид (твердый сплав) 885
Эльмет (твердый сплав) 890
Эмалйрование 364
Энергетическое состояние 69
Энергия активации процесса диффузии 89.
105
1274
предметный указатель
Энергия активации процесса, отдыха (воз-
врата) 205
------- рекристаллизации 208
-------скольжения 52
— анизотропии 74, 489, 1070
— деформации 198, 203
— связи 22, 66, 69
— Ферми 69
Эпсилон-карбид 114, 137, 140
Эпсилон-фаза в железомарганцовистых
сплавах 407
Эрозия 673
Эрстит (сплав) 1045
Эта-фаза 885
Эффект Баркгаузена 78
— Баушингера 35
— кЕ 93, 501
Я
Якори, лапы 348
Ярмо 109, 381
— кольцевое 498
Редактор издательства Л. М. Гордон
Технический редактор Е. Б. Вайнштейн
Сдано в производство 16/Ш 1966 г.
Подписано в печать 17/VIII 1966 г.
Бумага 70 X 108'/i6 ” 16,88 бум. л, — 47,25 печ. л.
(условно)
Уч.-изд. л. 47,97 Изд. 4722
Тираж 8000 Заказ 169 Цена 3 р. 65 к.
Тематический план № 135 1966 г.
Издательство «Металлургия»,
Москва Г-34, 2-й Обыденский пер., 14
Экспериментальная типография ВНИИПП
Комитета по печати при Совете Министров СССР
Москва И-51, Цветной бульвар, 30
ЗАМЕЧЕННЫЕ ОПЕЧАТКИ
Стр. Строка Напечатано Должно быть
790 Подпись к рис. 618, таблица, графа 1, 3 сн. 5% CrMoV 5% CrMoW
894 Табл. 186, графа 5 Гм/мм2 кГ/мм2
Табл. 186, графа 11 кГ-м/мм2 кГ -м/см2
904 Табл. 191, головка Предел ползучести при кратко- временных испытаниях (по DVM) Предел текучести (графы 7—8 справа), предел ползучести по DVM (графы 5—6 справа), длительная прочность за 10 тыс и 100 тыс. ч (графы 3—4 и 1—2 соответственно)
1159 Подпись к рис. 920, 3 св. упаковки уковки
1178 3 сн. динамические динамные
1232 8—9 св. установлен текстурован
1254 28 сн., слева Магнитные Магниты
Заказ 169