Включения в стали и её свойства - Виноград М.И.

Автор: Виноград М.И.

Теги: химия металлургия металлы сталь металлы и сплавы

Год: 1963

Похожие

Неметаллические включения и качество стали

Структура и свойства подшипниковых сталей

Механические свойства сталей и сплавов при пластическом деформировании

Упрочнение и свойства аустенитных сталей

Текст

М. И. ВИНОГРАД
ВКЛЮЧЕНИЯ В СТАЛИ
И ЕЕ СВОЙСТВА
ГОСУДАРСТВЕННОЕ
НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ ИЗДАТЕЛЬСТВО
ЛИТЕРАТУРЫ ПО ЧЕРНОЙ И ЦВЕТНОЙ МЕТАЛЛУРГИИ
Москва 1963
АННОТАЦИЯ
В книге изложены данные о неметаллических
включениях в стали. Рассмотрено влияние
включений на свойства стали. Установленье общие
закономерности влияния включений на свойства
стали. Приведены данные о влиянии различных
элементов технологического процесса на содер-
жание и вид включений в углеродистых, легиро-
ванных и высоколегированных сталях и рассмот-
рены мероприятия по уменьшению загрязненно-
сти стали включениями.
Книга рассчитана на научных и инженерно-
технических работников металлургической и ма-
шиностроительной промышленности, а также мо-
жет быть полезна студентам металлургических
вузов.
Автор ВИНОГРАД Мария Ипполитовна
Редактор А. И. Лебедев
Переплет художника В. С. Кулинича
Редактор издательства А. Л. Озерецкая
Технический редактор Е. Б. Вайнштейн
Сдано в производство 22/VI 1962 г. Подписано в печать 22/XI 1962 г.
Бумага 70Х 1081/1б = 6,88+альбом 1,0 = 7,88 бум. л. = 22,05 печ. л. (усл.) Уч.-изд. л. 19,45
Т-13143 Тираж 2950 Изд. 2768 Заказ 507 Цена 1 р. 17 к.
Металлургиздат, Москва Г-34, 2-й Обыденский пер., 14.
Типография Металлургиздата, Москва, Цветной б., 30
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие .............................................................. 4
Введение ................................................................. 5
Глава 1. Существующие представления об условиях образования включений
и о влиянии их иа свойства стали и сплавов ............................... 7
Глава 2. Новые представления о механизме влияния включений иа свойства
стали и сплавов ......................................................... 25
Глава 3. Методы качественного определения включений и краткое описание
основных типов включений . . ’........................................... 41
1. Методы качественного определения включений .................. 41
2. Методы количественного определения загрязненности металла вклю-
чениями ........................................................ 43
3. Краткая характеристика основных видов включений ............ 44
Кислородные включения (I класс) . . . ....................... 45
Сульфидные включения (II класс) ............................. 50
Нитридные включения (III класс) ............................. 51
Карбиды и интерметаллиды (IV класс) ......................... 52
Глава 4. Включения и свойства низко- и средиеуглеродистых сталей .... 53
Глава 5. Включения и свойства высокоуглеродистой стали .............. 63
Глава 6. Включения и свойства шарикоподшипниковой стали ............. 83
Гл а в:а 7. Включения и свойства коиструкциоииой легированной стали.... 94
Глава 8. Включения и свойства хромистой нержавеющей стали .......... 112
Глава 9. Включения в хромоникелевых сталях типа 18-8................. 121
Глава 10. Включения и свойства хромоникелевой стали типа 25-20 ..... 129
Глава 11. Включения и свойства сплавов ............................. 144
Глава 12. Условия образования включений ............................ 173
Кислородные включения .......................................173
Сульфидные включения ....................................... 189
Нитридные включения......................................... 191
• Глава 13. Удаление включений из жидкой стали....................... 196
Глава 14. Пути повышения чистоты стали и сплавов ................... 210
Литература ............................................................ 214
Альбом фотографий микрошлифов .......................................... 221
ПРЕДИСЛОВИЕ
Задачи, поставленные XXII съездом КПСС в области создания но-
вейшей техники, неразрывно связаны с резким повышением требований
к качеству металлов и сплавов.
Одним из важнейших условий повышения свойств металлов и спла-
вов является развитие таких методов производства, которые обеспечи-
вают высокую чистоту этих металлов и сплавов.
За последние годы разработаны новые металлургические процессы,
резко повышающие чистоту металлов и сплавов. К таким процессам
относятся применение кислорода при выплавке стали, выплавка в ва-
кууме, электрошлаковый переплав, обработка металла синтетическими
шлаками, зонная плавка и другие. Разработка новых процессов под-
креплялась усовершенствованием методов качественного и количест-
венного исследования включений. Много работ выполнено также (в
СССР и за рубежом) по изучению влияния включений на свойства
стали. Однако полученные результаты совершенно недостаточны и боль-
шое практическое и теоретическое значение вопроса требует усиления
работ в этом направлении, несмотря на методические трудности.
В книге систематизированы материалы автора и литературные дан-
ные по влиянию включений иа свойства стали. Рассмотрены также не-
которые рекомендации по снижению загрязненности стали. На основа-
нии фактических материалов разработаны некоторые общие законо-
мерности влияния включений на свойства стали.
Считаю своим приятным долгом выразить глубокую благодарность
за ценные советы при проведении работы проф. докт. техн, наук
И. Н. Голикову, проф. докт. техн, наук П. В. Гельду, гл. инж. завода
«Электросталь» В. С. Култыгину, канд. техн, наук Л. Л. Кунину, канд.
техн, наук С. М. Гнучеву, а также инж. Г. П. Громовой — за участие в
проведении экспериментов. Большую работу при оформлении рукописи
выполнила А4. И. Власкина.
ВВЕДЕНИЕ
Стали и сплавы, состоящие обычно из многих компонентов, наряду
с полезными примесями, определяющими их применение для различных
назначений, содержат некоторое количество нежелательных примесей,
попадающих в сталь или сплав из шихтовых материалов и огнеупоров
или образующихся в процессе выплавки. Общность способов производ-
ства стали и сплавов различного состава позволяет установить общие
закономерности в процессах образования нежелательных примесей.
Одно из первых мест среди нежелательных примесей принадлежит
кислороду и кислородным включениям, присутствующим в больших или
меньших количествах во всех без исключения сталях и сплавах.
Другой обычной примесью в сталях и сплавах является сера. Сера
и сернистые соединения для стали большинства марок также являются
нежелательными примесями. Присутствие сернистых включений жела-
тельно только в отдельных случаях (для улучшения обрабатываемости
автоматных сталей).
Нежелательной примесью является также азот, присутствующий в
стали и сплавах в твердом растворе или в нитридных включениях. Лишь
в отдельных случаях азот применяется для легирования стали.
Перечисленные примеси образуют в стали и сплавах твердые рас-
творы и включения. Кроме указанных выше примесей, обычно нежела-
тельными являются также фосфор, водород, медь и мышьяк, образую-
щие даже при значительных концентрациях не включения, а твердые
растворы. К нежелательным примесям могут быть отнесены также при-
меси свинца, сурьмы и др.
Уменьшение содержания этих примесей, в том числе присутствую-
щих в виде включений, — одна из основных металлургических проблем,
так как металлы и сплавы высокой степени чистоты обладают значи-
тельно более высокими свойствами.
Видимые невооруженным глазом крупные включения (волосовины
в прокате, пеебчины в литье и в поковках) способствуют образованию
очагов разрушения или коррозии. Включения небольших размеров (ме-
нее 1 мм) могут приводить к образованию очагов усталостного разру-
шения, если они расположены на рабочей поверхности таких деталей,
как шарики, ролики и кольца подшипников. Дисперсные включения
(менее 0,1 мк) также оказывают определенное влияние на свойства
стали или сплава (пластические свойства, склонность к росту зерна
и др.). Поэтому внимание металлургов обращено: а) на изучение вида
и количества включений; б) на изучение влияния включений на свойства
стали; в) на разработку методов производства, уменьшающих содер-
жание включений.
Большие затруднения вызывает исследование включений прежде
всего вследствие их малого содержания в стали и сплавах. Однако раз-
витие методов металлографического исследования включений на шли-
фах и широкое распространение различных других методов исследова-
5
пия включений (петрографического, химического, рентгеновского) по-
зволяют объективно различать качественные и количественные харак-
теристики загрязненности плавок металла, полученного различными
технологическими процессами.
Проблема изыскания путей снижения загрязненности стали и спла-
вов включениями оказывается очень сложной не только ввиду трго, что
на загрязненность металла влияют очень многие элементы технологиче-
ского процесса производства стали и сплавов, но также из-за трудоем-
кости оценки включений.
Источниками кислородных включений в металле являются: 1) ших-
товые материалы; 2) окислители (кислород или руда); 3) шлакообра-
зующие; 4) ферросплавы и металлические легирующие; 5) раскислите-
ли; 6 ) воздух при контакте с металлом во время плавки, слива из печи
и разливки; 7) огнеупорные материалы футеровок печи, желоба, ковша,
стопора, стаканов, воронок, центровых, сифонных проводок и другие в
результате их размывания или вследствие химического взаимодействия
с ними металла и шлака.
Загрязнение металла сульфидными включениями может происхо-
дить из-за повышенной загрязненности серой шихтовых материалов,
шлакообразующих материалов (известь, плавиковый шпат), легирую-
щих, ферросплавов и топлива мартеновских печей.
Нитридные включения встречаются в металле при наличии азота и
элементов, образующих стойкие нитриды (например, титана, алюминия,
ниобия и др.). Источниками азота могут быть все материалы (шихта и
легирующие), даваемые в плавку, а также воздух, контактирующий с
жидким металлом в течение плавки и во время разливки.
Систематическая работа металлургов в направлении улучшения
технологии плавки, улучшения качества огнеупоров и повышения об-
щей культуры металлургического производства позволила значительно
улучшить качество стали и сплавов за последние годы.
Однако развивающееся машиностроение требует дальнейшего по-
вышения качества металла, его чистоты, пластичности, прочности, тех-
нологических и других свойств. Для удовлетворения этих требований
возникли новые технологические процессы (выплавка с применением
кислорода, выплавка и разливка в вакууме, применение сильных рас-
кислителей, обработка шлаком и др.), позволяющие резко улучшить чи-
стоту стали в отношении кислородных, нитридных и сульфидных вклю-
чений.
Систематические наблюдения за поведением включений по ходу
металлургического процесса, сопоставление включений со свойствами
стали самого разнообразного состава и использование литературных
данных привели автора к созданию гипотезы, позволяющей объяснить
ранее оставшиеся неясными причины получения отдельных плавок ста-
ли и сплавов с различными свойствами.
Основное внимание в книге уделено влиянию включений на пла-
стичность стали при высоких температурах. Так как свойства стали оп-
ределяются ее структурой, создаваемой в процессе кристаллизации, то
ряд опытов проводили для изучения условий образования включений
определенного вида и их распределения в затвердевшем слитке.
Изучались включения в углеродистых, шарикоподшипниковых, нер-
жавеющих сталях, а также в хромоникелевых сплавах. Для изучения
включений применяли разнообразные методы (металлографические,
петрографические и др.).
На основании экспериментального материала по ряду марок стали
даны практические рекомендации по выплавке.
6
ГЛАВА 1
СУЩЕСТВУЮЩИЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ
ОБ УСЛОВИЯХ ОБРАЗОВАНИЯ ВКЛЮЧЕНИЙ
И О ВЛИЯНИИ ИХ НА СВОЙСТВА
СТАЛИ И СПЛАВОВ
Исследования условий образования и распределения включений в
металле и влияния их на свойства проводятся металлургами в течение
многих лет. По мере развития методов определения состава и содержа-
ния включений результаты исследований становятся более обоснован-
ными. Важное значение в понимании процессов образования включений
имели работы К. Бенедикса и X. Лефквиста [3], С. Герти с сотрудни-
ками [15, 158, 161], С. Симса с сотрудниками [69, 162, 168, 169],
А. А. Байкова [104], В. Коха с сотрудниками [44, 77, 180], Б. Б. Гуляе-
ва [112, 18], В. И. Явойского [14, 247], А. М. Самарина с сотрудниками
[50, 75], Ю. Т. Лукашевич-Дувановой, [1, 273, 274], Р. Цойя [281], Ю. С.
Соловьева [8, 9], А. Хультгрена [213], Ю. А. Шульте [242, 244] и других.
В данной главе в основном рассматриваются только работы, авто-
ры которых излагали принципиальные соображения о механизме влия-
ния включений на свойства стали. Результаты работ, проведенных по
конкретным сталям, приведены в соответствующих главах книги.
Уже давно металлурги заметили, что сталь в зависимости от спо-
соба выплавки может обладать очень разными свойствами. Существен-
ное различие в свойствах стали разных плавок наблюдалось при одина-
ковом их химическом составе. Иногда заметно различались по свойст-
вам отдельные плавки одинакового состава и примерно одинакового
метода выплавки. Отступлений от установленного процесса при этом не
обнаруживалось. Свойства стали и сплава одной и той же марки от-
дельных плавок, зависящие от условий выплавки, иногда называют
«индивидуальными» свойствами плавок. От условий выплавки могут
зависеть различные свойства стали и сплавов, а именно:
1) пластичность металла при высоких температурах (краснолом-
кость);
2) пластичность металла при обычных температурах"
3) пластичность металла при температурах ниже 0°;
4) прокаливаемость;
5) склонность к росту зерна;
6) «анормальность» структуры;
7) усталостная прочность;
8) длительная жаропрочность и ползучесть;
1 9) коррозионная стойкость;
10) загрязненность включениями;
11) магнитная проницаемость и другие.
7
Изменение свойств стали данной марки в отдельных плавках лежит
довольно в широких пределах и может иметь любую промежуточную
степень изменения свойств от максимума до минимума.
На основании проведенных работ металлурги неоднократно пыта-
лись объяснить наблюдавшиеся особенности свойств плавок металла,
полученных в различных условиях выплавки.
В настоящей работе (среди многообразия свойств стали, на кото-
рые могут влиять условия выплавки) основное внимание уделено пла-
стичности металла при высоких температурах, т. е. красноломкости.
В настоящее время существуют и ранее существовали различные
объяснения красноломкости. Термином «красноломкость» обычно назы-
вают резко выраженную степень понижения пластичности, которая
приводит к разрушению металла при горячей деформации. Как показа-
ли последующие наблюдения, понижение пластичности может прояв-
ляться в различной степени — от незначительной до такой,•. которая при-
водит к разрушению.
К. Бенедикс и X. Лефквист [3] указывали, что для определения
свойств металла при высокой температуре необходимо по диаграммам
состояния шлаковых систем определять состояние включений, содержа-
щихся в стали. Если включения при данной температуре деформации
представляют собой жидкую фазу, т. е. расплавляются, то сталь под-
вержена красноломкости. Существует несколько гипотез, объясняющих
понижение пластичности при высоких температурах и направленных на
осуществление мероприятий по улучшению пластичности.
Одной из ранних является гипотеза, предполагающая, что легко-
плавким включением, вызывающим красноломкость, является сульфид
железа. Это объяснение, до сих пор встречающееся в учебниках,
относится к периоду широкого распространения выплавки стали в кис-
лых печах. Предполагали, что образование в металле при высоком со-
держании серы сульфида железа, имеющего сравнительно низкую тем-
пературу плавления 1190° С, приводило к разрушению металла во вре-
мя горячей деформации. Однако введение в сталь марганца устранило
образование сульфида железа, сера в основном связывалась с марган-
цем, образуя кристаллы твердого- раствора сульфида марганца с не-
большой примесью сульфида железа. Несмотря на это, случаи красно-
ломкости не были устранены, хотя пластичность и повысилась. После
этого неоднократными исследованиями было подтверждено, что сера
при определенном содержании в стали марганца не оказывает отрица-
тельного влияния на пластичность в горячем состоянии.
В работах С. Герти {158], Гайнеза и др. было показано, что сталь с
содержанием 0,23—0,35% О2 и 0,16—0,21% S ковалась хорошо. Затем
было высказано предположение, что на свойства пластичности оказы-
вает влияние форма сульфидов, определяемая условиями раскисления..
Симс и Дейл [168] обобщили результаты исследований сульфидных
включений в отливках из углеродистой стали с 0,20% С, раскисленной
алюминием и другими раскислителями. На основании этих исследова-
ний они классифицировали сульфидные включения по трем обширным,
группам:
Тип I. Включения глобулярной формы иногда оксисульфидные.
Обычно встречаются в литом металле, раскисленном только кремнием
или также неполностью раскисленном алюминием, цирконием или тита-
ном. Эти включения не влияют на механические свойства.
Тип II. Включения в литом состоянии расположены цепочками по
границам зерен в виде небольших глобул ей или пленок эвтектической
структуры на границах зерен.
8
Включения типа II при любой их форме отчетливо очерчивают гра-
ницы первичного зерна при увеличении в 500 раз и большей частью встре-
чаются в сталях, полностью раскисленных алюминием, но не содержащих
избытка алюминия, и также в сталях, сильно раскисленных цирконием
и титаном. Такие включения оказывают вредное влияние на механиче-
ские свойства отливок.
Тип III. Включения этого типа крупные и неправильной формы.
Они распределены беспорядочно и большей частью встречаются в ста-
лях, раскисленных при избытке алюминия. Эти включения менее вред-
ны, чем тип II, но все же более вредны, чем включения типа I.
В деформируемой стали разли-
чия уменьшаются.
Симс, Сейлер и Баулгер [169]
показали, что раскисление не только
алюминием, но и другими раскисли-
телями существенно влияет на тип
включений сульфидов. .Например,
даже очень небольшие добавки цир-
кония (0,002% остаточного цирко-
ния в стали) обусловливают появ-
ление нежелательных сульфидных
включений и этот тип включений
встречается до содержания 0,03%
Zr; при этом количестве циркония
форма включений становится более
благоприятной (тип III).
В. И. Кармазин [170] считает,
что причиной ухудшения свойств
литой углеродистой стали, выплав-
ленной в кислой печи, являются вы-
деления сульфидов по границам
зерен. Обработка данных текущего
контроля механических свойств по-
Рис. 1. Влияние содержания серы в
стали и присадки в ковш алюминия
(г/т) на пластичность литой стали.
Цифры на кривых — число плавок
[170]:
О — О — 300—400; Д — Д—400—520;
• - 700 - 800
казала, что с повышением содержа-
ния серы от 0,02 до 0,05% брак по
характеристикам пластичности (%
плавок с сужением поперечного сечения менее 30%) увеличивается с 0
до 35% (при раскислении алюминием в количестве 200—300 г/т).
Увеличение содержания алюминия, расходуемого для раскисления до-
400—520 г/т, значительно ухудшает свойства, доводя брак до 55%.
Дальнейшее увеличение алюминия до 700—800 г/т приводит к некото-
рому улучшению свойств (рис. 1).
Ю. Т. Лукашевич-Дуванова и В. П. Кирсанова [166] исследовали
поведение серы при легировании и раскислении стали. На плавках уг-
леродистой стали в 20-кг кислой индукционной печи исследовалось
влияние раскисления Si — Мп — Са и Si — Мп — Са — Mg на кисло-
родные и сернистые включения. Эти раскислители вводили в количестве
150 г под струю при выпуске. Результаты сравнивались с раскислением
FeSi и FeMn или SiMn, вводившимися в тигель перед выпуском в коли-
честве 150 г с последующим раскислением алюминием (5 г).
Неметаллические включения изучались микроскопическим и микро-
химическим методами. Установлено, что в стали, раскисленной ферро-
марганцем, ферросилицием и алюминием, содержались сернистый мар-
ганец и сернистый алюминий (A12S3), равномерно распределенные в
зернах металла. При раскислении силикомарганцем и алюминием
9
возникали включения сернистого марганца, сернистого алюминия и
сернистого железа, имевшие более округлую форму и расположенные
по границам зерен.
Высказывается предположение, что сернистый алюминий и серни-
стый марганец выделяются на кристаллах ранее образовавшегося ко-
рунда. При раскислении Si — Мп — Са возникали сернистый марганец,
сернистый кальций и сернистое железо, располагавшиеся в виде черной
оболочки на силикатных неметаллических включениях, распределенных
в зернах металла. Отмечается, что присутствие в этих включениях боль-
ших количеств кристаллического сернистого марганца мешает йх слия-
нию и удалению из металла. При раскислении Si — Мп — Са — Mg об-
наруживаются крупные шарики силикатных неметаллических включе-
ний в черной оболочке сульфидов марганца, железа, кальция и магния.
Указывается, что наличие в их составе магния обусловило снижение
температуры их плавления, коалесценцию и удаление из металла. При
этом содержание в стали силикатных неметаллических включений и
серы снизилось соответственно до 0,03 и 0,056% по сравнению с 0,05 и
0,07% при других способах раскисления.
Авторами высказано предположение о вредном влиянии на свойст-
ва сульфида алюминия.
А. М. Самарин [263] также излагает предположение, о том, что
в кислой стали, раскисленной алюминием, отрицательное влияние на
пластические свойства оказывают включения сульфида алюминия и
сульфида железа, имеющие низкую температуру плавления.
В работе Борна [167] рассматривалась связь сульфидных включений
со свойствами стали. Исследование включений проводилось в спокой-
ной углеродистой и марганцевой сталях, полученных разливкой двух
плавок из 300-кг индукционной печи в 40-кг слитки с 17 различными со-
ставами. Сталь содержала 0,11—0,19% С; 0,01—2,42% Мп; 0,001 —
0.114% А1; 0,046—0,113% S при отношении марганца к сере, равном
33 :43. Образцы подвергались металлографическому исследованию и ис-
следованию выделенных электролитически включений. Выделенные
включения исследовались химическим, спектральным, рентгеновским и
электронографическим методами. Перед изоляцией включений аноды
толщиной 1—2 мм обезуглероживали во влажном водороде при 870° С,
остальной карбид железа переводился в твердый раствор закалкой, за-
тем образцы шлифовали. Электролиз проводили в водном растворе 5%
лимоннокислого натрия, 1,2% бромистого калия и 0,6% йодистого ка-
лия, при плотности тока 0,01 а/см2-, групповое разделение производи-
лось магнитным способом и спиртовым раствором йода. При отношении
содержания в стали марганца к сере, равном 0,2, содержание сернисто-
го марганца в сульфидных включениях составляло ~10%, а при отно-
шении марганца к сере, равном 1,7, содержание сернистого марганца в
сульфидных включениях составляло 80%. В промышленных сталях при
отношении марганца к сере более 5 содержание сернистого марганца
в сульфидных включениях составляет ~95%, что исключает красно-
ломкость в этих сталях, связанную с оплавлением сульфидных включе-
ний по границам зерен. Небольшие добавки алюминия изменяют форму
и распределение сульфидных включений, хотя алюминий непосредствен-
но не входит в состав сульфидных включений. Неблагоприятное влия-
ние алюминия на пластичность и вид излома литой и катаной стали
связывается с цепочками удлиненных сульфидных включений по гра-
ницам зерен.
Недавно была опубликована работа Джозефсона и др. [171] по
влиянию серы и кислорода на красноломкость стали. В работе было ус-
10
тановлено, что сера вызывает красноломкость в области аустенита при
отсутствии марганца. Марганец, по мнению автора, устраняет красно-
ломкость вследствие повышения растворимости серы в аустените и об-
разования сульфида марганца, который предотвращает выделение
сульфидов по границам зерен. Кислород способствует повышению крас-
ноломкости в том случае, если сера присутствует, а марганца нет.
Для установления красноломкости применяли ударные образцы с
надрезом и без надреза размером 15 X 7 X 65 мм, которые испытыва-
ли при высоких температурах. Установлено также влияние предвари-
тельной термической обработки на склонность к красноломкости
при 960° С.
Рис. 2. Область ковкости железоуглеродистых сплавов
при различных содержаниях серы и марганца [165]:
а — ковкие сплавы; б — нековкие сплавы
Андренсон и др. [165] изучали влияние серы и марганца на ковкость
стали с 0,2% С. Содержание серы изменяли от 0,021% до 0,415% при
0,040—0,53% Мп. Авторами получены следующие результаты: сталь
без марганца не куется при >0,017% S. При содержании в стали
>0,03% S и >0,06% Мп соотношение марганца и серы, обеспечиваю-
щее удовлетворительную ковкость, может быть выражено следующей
формулой:
Требуемое содержание марганца (%) = 1,25% серы + 0,03
(рис. 2).
Как показали опыты, на границу ковкости стали в горячем состоя-
нии не влияют ни колебания в содержании углерода (в исследованных
пределах), ни чистый алюминий, применявшийся для раскисления.
Рассмотрение результатов работ по исследованию влияния серы и
сульфидных включений на пластические свойства стали приводит к за-
ключению, что в сталях с обычным соотношением содержания серы и
марганца нет оснований считать, что сульфидные включения определя-
ют пластические свойства стали.
Однако в большинстве работ, проведенных по кислой стали, отме-
чается, что имеется связь между формой сульфидных включений, усло-
виями раскисления стали и ее свойствами.
И
Эвтектические сульфиды часто сопутствуют низким свойствам.
Очень детально исследовалось влияние силикатных включений, а
также применение раскислителей, содержащих кремний и алюминий,
на свойства кислой стали. Исследование Герти и Фиттерером [161] рас-
кисления стали кремнием (при выплавке в кислых тиглях) (табл. 1)
позволило им установить следующее.
Т аблица 1
ВЛИЯНИЕ ТИПА СИЛИКАТОВ НА КОВКОСТЬ
Номер слитка Содержание, % Тип силиката Характеристика ковкости
Мп Si
1 0,026 0,004 Частицы FeO, крупные вытянутые, мелкие глобу- лярные Хорошая
4 0,038 0,021 Частицы FeO в вытянутом силикате Удовлетвори- тельная
6 0,069 0,053 Включения с содержанием 60—100% SiO2 Ковалась с трудом
9 0,042 0,212 Включения почти 100% SiO2, стекла малодеформи- рующиеся или глобулярные Сильная красно- ломкость
1. Сталь, содержащая силикаты железа, богатые FeO, хорошо кует-
ся и не обнаруживает признаков красноломкости.
2. При наличии высококремнистых включений сталь обнаруживает
высокую степень красноломкости, по мнению авторов, вследствие вы-
сокой твердости этих включений при температуре ковки.
3. Сталь, содержавшая 0,033% S и довольно высокое количество
закиси железа, ковалась, несмотря на это, хорошо.
С. Герти, Фиттерер и Бирнс [193] исследовали раскисление стали
алюминием. Опыты проводились путем слива из печи металла с 0,05%
С в ковш, в который добавляли разные количества алюминия. Авторы
приходят к следующим выводам. При раскислении алюминием А12О3
ошлаковывает некоторое количество FeO и образует довольно крупные
включения из сплава FeO и А12О3. Глиноземистые включения имеют
тенденцию собираться в группы. Чем больше включения содержат
AI2O3, тем сильнее выражена эта тенденция. При изучении 8-кг слитков
не было обнаружено закономерности в сегрегации включений. Отдель-
ные включения, содержащие FeO и А12О3, при ковке не меняют своей
формы, группы же включений вытягиваются в полосы. При микроско-
пическом анализе трещин всегда обнаруживалась вытянутая группа
включений.
Следует заметить, что факты, установленные авторами, по влия-
нию добавок алюминия на ковкость несомненно правильны, что же ка-
сается объяснений, то их достоверность сомнительна ввиду того, что оп-
ределение состава включений, как соединения FeO и А12О3, при выплав-
ке в кислом тигле вряд ли является правильным. В металле должно
было присутствовать некоторое количество силикатных и стекловидных
включений.
Симс и Лиллиеквист [162] выполнили многочисленные опыты и со-
брали ценные наблюдения по процессу получения стали с высокой
пластичностью в кислой печи. Потребность в таких опытах возникла в.
12
связи с применением раскисления алюминием при выплавке стали в
кислой печи.
В процессе работ было замечено, что сталь, обладающая понижен-
ной пластичностью, т. е. низкой ударной вязкостью, низким удлинением
и низким сужением поперечного сечения (при испытании на разрыв)
имеет включения специфического характера. Ряд опытов показал, что
высокая загрязненность металла отнюдь не определяет низких свойств.
Плавка, очень сильно загрязненная включениями, может обладать
очень хорошими механическими свойствами, и плавка, сравнительно чи-
стая, будет иметь низкие механические свойства. Это различие в свой-
ствах, по мнению Симса и Лиллиеквиста, определяется исключительно
типом встречающихся включений. Ответственными за низкие свойства,
по их мнению, являются очень мелкие включения, расположенные в виде
цепочек, в форме палочек или в виде круглых точек одинакового разме-
ра. «Возможно, — пишут авторы,— что эти включения кажутся круглы-
ми только в сечении, на самом же деле они имеют удлиненную форму.
Они расположены исключительно по границам зерен первичных кристал-
лов, т. е. в промежутках между дендритами и представляют, по-видимо-
му, составную часть эвтектики, выпавшей из жидкого маточного рас-
твора в последний момент при кристаллизации стали».
В той же работе [162] приводятся данные, показывающие, что при-
садка алюминия в кислую сталь понижает пластические свойства, не-
зависимо от того, как производилась отливка в сухую или влажную
форму. Из табл. 2 видно, что изменение свойств во всех случаях опре-
деляется введением алюминия, а не условиями отливки.
Таблица 2
ВЛИЯНИЕ ПРИСАДКИ АЛЮМИНИЯ НА СВОЙСТВА ЛИТОЙ СТАЛИ ИЗ КИСЛОЙ ПЕЧИ
Подготовка формы % кг/мм2 С 5 кг/мм? г, % ф. % Средняя ударная вязкость по Изоду (в футо- фунтах)
Хорошо просушенная форма из су- хого песка без добавки А1 55,3 55,4 33,1 33,5 31,5 31,0 54,4 54,9 37,0
То же, с добавкой 0,05% А1 55,7 55,5 35,4 33,6 26,5 27,0 38,2 42,0 31,0
Наполовину высушенная форма из сухого песка без добавки А1 55,7 55,7 32,4 33,1 31,5 30,5 57,0 54,4 37,0
То же, с добавкой 0,05% А1 56,1 55,7 35,7 35,9 26,5 26,5 37,6 38,9 29,0
Высушенная на воздухе песчаная форма без добавки А1 55,5 55,6 33,0 31,6 32,0 31,5 51,5 56,6 38,5
То же, с добавкой 0,05% А1 55,3 55,6 34,8 34,3 26,0 25,0 36,0 35,6 27,0
Смоченная песчаная форма без до- бавки А1 55,2 55,5 31,1 33,4 31,5 31,5 55,7 56,0 37,0
То же, с добавкой 0,05% А1 55,5 56,6 34,7 35,3 24,5 25,0 34,6 35,7 26,5
13
Авторы отмечают, что в практике производства стали встречаются’
так называемые «плохие» плавки, причину плохого качества которых^
нельзя ничем объяснить. Они могут быть выплавлены приблизительно
тем же способом и из того же материала, как и «хорошие» плавки и
иметь приблизительно тот же состав, но плохие плавки имеют понижен-
ную пластичность. Эти неудачные плавки бывают густыми (малопод-
вижными) и плохо наполняют изложницы. Примером таких неудачных:
плавок может служить так называемая «перераскисленная» сталь. Инте-
ресны также опыты по определению влияния присадки железной руды
в ковш на свойства кислой стали, предварительно раскисленной алю-
минием (табл. 3).
"П блица 3
ВЛИЯНИЕ ПРИСАДК.И ЖЕЛЕЗНОЙ РУД-Ы В КОВШ НА СВОЙСТВА КИСЛОЙ СТАЛИ
Способ взятия проб кг[мм? кг[ мм2 S. % Ф. % Вид излома
Прямо из ковша .... 36,01 55,9 23 25,8 Шиферный
С добавкой железной руды 33,32 55,2 37 51,1 Получашечный
Симс и Лиллиеквист делают по своей работе следующие обоб-
щения:
1) имеется прямая зависимость между характером и распределе-
нием включений в литой стали и ее пластичностью;
2) включения глобулярного типа, разбросанные беспорядочно, ока-
зывают минимальное влияние на механические свойства стали;
3) эвтектический тип включений, образующий сетку, понижает пла-
стичность стали, вызывая ее разрушение при незначительной пластиче-
ской деформации:
4) колебания в количестве включений в стали в обычных заводских
пределах почти не оказывают влияния на ее механические свойства;
5) примеси, образующие включения, растворимы в жидкой стали
и выделяются в виде включений во время ее затвердевания;
6) если содержание закиси железа в стали высокое, то включения
выделяются в начале затвердевания в форме глобулей силикатов и
сульфидов, и сталь будет иметь хорошую пластичность;
7) если же содержание закиси железа в стали слишком низко, то
растворимость включений в жидкой стали увеличивается в такой степе-
ни, что они будут выделяться в виде эвтектики в конце затвердевания
стали. Пластичность таких сталей будет пониженной.
В работе, выполненной Ю. Т. Лукашевич-Дувановой [1], показано,,
что при введении различных раскислителей в кислую мартеновскую
сталь меняются свойства стали и изменяется характер включений.
Исследования проводили на 7 плавках углеродистой стали с 0,4% С,
полученных в 15-т мартеновской печи. Раскисление производилось в
печи ферромарганцем и ферросилицием. Дополнительные раскислители
преимущественно давали в ковш. От каждой плавки в середине разлив-
ки отливали 1-т слиток, который разрезали и исследовали. Образцы
вырезали из средней части слитка.
Раскисление и пластические свойства плавок приведены в табл. 4.
Данные показывают, что плавки, раскисление которых производилось е
участием алюминия, имеют более низкие свойства. Ю. Т. Лукашевич-
Дуванова считает, что понижение свойств вызвано преобладанием кри-
сталлических включений окиси алюминия.
14
Таблица 4
СУЖЕНИЕ ПОПЕРЕЧНОГО СЕЧЕНИЯ И УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК
Номер плавки Раскисление Ф. % a^, kzmJcm2
1 FeMn и FeSi 40,0 6,0
2 Дополнительно SiMn 41,9 6,3
3 » SiCa 39,0 5,6
4 » SiAlCa 41,5 5,1
5 » Al 34,8 4,3
6 » AlMnSi 39,9 4,2
7 » FeAlTi 27,6 3,6
Результаты просмотра включений под микроскопом показали сле-
дующее.
Плавка № 1. Включения наблюдались в виде прозрачных и полу-
прозрачных шариков силиката. Сульфиды присутствуют в виде расте-
кающихся шариков и состоят из 80% MnS и 18% FeS.
Плавка 2. Включения наблюдаются в виде более крупных прозрач-
ных и непрозрачных шариков силиката. Сульфиды имеют тот же вид
черных капель.
Плавка 3. Включения наблюдаются в виде довольно крупных не-
прозрачных шариков силиката и тех же сульфидов марганца и железа.
Состав их: 88% MnS и 10% FeS.
Плавка 4. Включения наблюдаются в двух видах: непрозрачные
желтовато-белые шарики силиката и прозрачные кристаллы окиси алю-
миния неправильной формы. Состав сульфидов: 82% MnS и 15% FeS.
Плавка 5. Сталь содержит главным образом очень мелкие кри-
сталлы окиси алюминия. Среди них изредка встречаются шарики сили-
ката. Сернистые включения в этой стали наблюдаются в виде довольно
правильных кристаллов кубической формы, характерных для сернисто-
го марганца. Сульфиды содержат 98% MnS.
Плавка 6. В металле преобладают мелкие и крупные прозрачные
кристаллы окиси алюминия шестигранной формы. Значительно меньше
наблюдается в этой стали силикатных включений. Сульфиды имеют вид
черных капель и веточек. Состав их: 90% MnS и 9,0% FeS.
Плавка 7. Включения в этой стали наблюдаются в виде черных
мелких кристаллов правильной формы, содержащих окислы титана и
алюминия, и правильных прозрачных кристаллов окиси алюминия.
На основе анализа полученных данных Ю. Т. Лукашевич-Дува-
нова делает вывод, что включения в сталях, раскисленных ферромар-
ганцем, ферросилицием и силикомарганцем представляют собой сход-
ные силикатные включения. В стали, дополнительно раскисленной си-
ликокальцием, присутствуют силикатные включения с большим содер-
жанием окиси кальция в силикате. В стали, дополнительно раскисленной
алюминием, присутствуют включения окиси алюминия. Такие же вклю-
чения преобладают в сталях, дополнительно раскисленных силикоалю-
минийкальцием и силикоалюминиймарганцем. Это свидетельствует, по
мнению автора, о чрезвычайно энергичном раскислении стали алюми-
нием, восстанавливающим не только свободную закись железа, но и все
другие окислы. Однако присутствие в этих сталях и силикатных вклю-
чений, содержащих окислы алюминия, свидетельствует о возможном
раскислении стали комплексным раскислителем с образованием не толь-
ко свободной окиси алюминия, но и силикатных включений. Условия
15
образования этих включений в стали, по-видимому, определяются со-
ставом раскислителя.
То же происходит с титаном. В одном случае он дает в металле
кристаллические включения, в другом — силикат с окислами титана.
Из результатов испытаний механических свойств видно, что стали, в
которых в результате раскисления преобладают кристаллические вклю-
чения окиси алюминия, имеют более низкие показатели относительного
сужения и ударной вязкости, чем стали, содержащие силикатные вклю-
чения. -
Ю. Т. Лукашевич-Дуванова считает, что эти данные подтверждают
необходимость применения раскислителей, способствующих образова-
нию силикатных включений, и что сильно действующие раскислители —
титан и алюминий — лучше вводить в металл в небольшом количестве
и предпочтительно совместно с кремнийсодержащим раскислителем.
В. М. Заморуев [194] исследовал влияние раскисления алюминием
на свойства кислой стали и установил, что механические свойства зави-
сят не от количества, а в большей степени от характера включений. По
мнению автора, благоприятной является шаровидная форма включе-
ний, неблагоприятной — остроугольная форма окислов алюминия. Сни-
жение присадки алюминия с 200—300 г/т до 40—50 г/т резко' улучшает
ударную вязкость. Аналогичные выводы можно встретить в работах
А. А. Байкова и др. [104, 173, 284].
По данным 3. М. Калининой [115], качество стали 18ХНВА, вы-
плавленной на отходах (до 70%), значительно хуже, чем качество ста-
ли, выплавленной на свежей шихте с окислением. Это ухудшение сказа-
лось на механических свойствах (табл. 5) и на повышении брака по
излому. Межкристаллитные пленки в изломах обнаружены на 48% пла-
вок, выплавленных на переплаве. Из плавок, выплавленных с кипом,
1,8% имели слабо выраженный дефект.
Таблица 5
СРАВНЕНИЕ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ ПЛАВОК СТАЛИ МАРКИ 18ХНВА, ВЫПЛАВЛЕННЫХ
РАЗЛИЧНЫМИ МЕТОДАМИ
Метод выплавки Содержание углерода, % Число плавок Среднее значение а^,кем/см*
Переплав 0,14—0,15 91 12,6
С окислением 0,14—0,15 92 14,4
Переплав 0,16—0,17 116 11,9
С окислением 0,16—0,17 99 13,9
Исследование, выполненное Эйлендером и Прибилом [257], показа-
ло, что наличие в стали шиферного излома понижает пластические
свойства образцов, вырезанных поперек волокна (удлинение и сужение
поперечного сечения), а также понижает ударную вязкость и корро-
зионную стойкость. Авторы установили, что уменьшение шиферного из-
лома может быть достигнуто при более высокой температуре ведения
плавок.
Д. К- Бутаков [145] считает, что грануляционная структура литой
стали связана с межзеренными прослойками неметаллических включе-
ний окислов, сульфидов, нитридов. По мнению автора: 1) электрометалл
более склонен к образованию грануляционной ’структуры, чем марте-
новский металл; 2) длительная выдержка в печи, подсос воздуха и при-
менение большого количества алюминия также способствуют образо-
ванию грануляционной структуры.
16
В. И. Явойский [247] изучал причины пониженных механических
свойств стали 35ХНМ, выплавленной в кислой печи активным процес-
сом и раскисленной силикомарганцем, ферромарганцем и ферросили-
цием. Исследование слитков, в которых образовались трещины во вре-
мя ковки, показало, что эти слитки отличались повышенным содержани-
ем включений глинозема, составлявшим 25—30% от общего содержа-
ния включений (табл. 6).
Таблица 6
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ ГЛИНОЗЕМА В СЛИТКАХ С ТРЕЩИНАМИ И БЕЗ ТРЕЩИН
Слнтки Номер пробы Содержание А12о„, % Слитки Номер пробы Содержание А12О8, %
1 0,016 1 0,024
Без трещин 4 0,015 С трещинами 4 0,025
6 0,012 5 0,016
Источником повышенного содержания алюминия был силикомар-
ганец, содержащий 4—4,5% А1.
При исследовании изделия, которое не выдержало технологическо-
го испытания и было разрушено взрывом, под микроскопом можно бы-
ло видеть довольно крупные шарообразные, прозрачные, сероватого
цвета включения. Они были беспорядочно разбросаны по границам зе-
рен в виде цепочек, а внутри зерен встречались более мелкие. Эти
включения можно отнести к стекловидным, малопластичным или непла-
стичным. Как выяснилось, плавка была задержана в печи вследствие
ненормальностей при разделке отверстия и поэтому дополнительно рас-
кислялась, причем присадки не могли быть точно рассчитаны. Автор
считает, что иногда неудовлетворительные свойства стали получаются,
если сталь имеет «сухой» излом вследствие «перераскисленности»; в
этом случае во включениях наблюдается очень малое содержание за-
киси железа.
С. М. Баранов [258, 260, 261] приводит данные испытаний механи-
ческих свойств конструкционных сталей, выплавленных с различными
условиями раскисления.
На рис. 3 и 4 приведены некоторые данные испытаний опытных ла-
бораторных и промышленных плавок, выплавленных в кислом и основ-
ном тиглях, а также в основной дуговой печи, раскисленных и не раскис-
ленных кремнием. Химический состав плавок приведен в табл. 7.
Таблица 7
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ НЕКОТОРЫХ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК, %
Номер плавки С Сг Ni Si Мп S р Мо Плавильный агрегат
1 0,3 4 0,71 2,80 0,36 0,39 0,019 0,035 Следы Основная дуговая 5—
2 0, 2 0,82 3,2 0,32 0,52 0,030 0,018 » б-m электропечь
3 0,3 0,82 3,0 0,04 0,39 0,019 0,015 в
я 4 0,34 1,15 0,28 0,09 0,96 0,030 0,022 Нет Индукционная 30-кг
5 0,32 1,16 0,29 0,05 1,10 0,020 0,017 В печь. Основной тигель
6 0,37 1,10 0,28 0,31 0,95 0,024 0,024 Нет Индукционная 30-кг печь. Кислый тигель
2 М. И, Виноград
17
Рис. 3. Зависимость ударной вязкости стали ЗОХНЗ от усло-
вий выплавки и температуры отпуска при разных условиях
охлаждения после отпуска [261]:
1 — опытные плавки с минимальным количеством силикатных сое-
динений, охлаждение образцов в воде; 2 — то же, но охлаждение
образцов с печью; 3 — мартеновская сталь обычного качества, охлаж-
дение образцов в воде; 4 — то же, но охлаждение образцов с печью
20
Температура отпуска,°C
Рис. 4. Зависимость ударной вязкости стали 35ХГ от условий
.выплавки и температуры отпуска при разных условиях охлаж-
дения после отпуска [261]:
у _ сталь выплавлена в кислом тигле и раскислена кремнием, охлаж-
дение образцов в воде; 2 — то же, но охлаждение образцов с печью;
3 — сталь (плавка № 5) выплавлена в основном тигле и раскислена
алюминием, охлаждение образцов в воде; 4 — то же, ио охлаждение
образцов с печью
Механические свойства испытывались после закалки отожженных
заготовок и готовых образцов с 850—860° С в масле. Охлаждение с
печью после отпуска производилось со скоростью 60° С в час.
Приведенные данные показывают, что ударная вязкость после от-
пуска существенно зависит от условий выплавки стали.
18
С. М. Баранов считает, что причиной пониженной ударной вязкости
является наличие в металле монооксида кремния (SiO). Монооксид
кремния, по его представлениям, является поверхностно активным ве-
ществом и располагается на границах зерен и блоков, что приводит к
повышенной хрупкости такой стали. Автор считает, что растворимость
моноокиси кремния в твердой стали можно объяснять возможностью
перемещения в твердой стали ионизированных молекул и замещения
ими дефектных участков кристаллических образований. По мнению
С. М. Баранова, основные принципы выплавки стали, не склонной к
отпускной хрупкости первого и второго рода, заключаются в выплавке
плавок без кремния. Автор признает, что в отдельных случаях отпуск-
ная хрупкость может возникнуть или усилиться за счет выделения по
границам зерен и блоков других хрупких составляющих, например
фосфидов или карбидных образований неблагоприятной формы.
Объяснение отпускной хрупкости, данное С. М. Барановым, осно-
вано на предположении о возможности диффузии монооксида кремния
в твердой стали без его разложения. Последнее вряд ли возможно. Од-
нако установленные им закономерности влияния определенных условий
выплавки и монооксида кремния на ударную вязкость несомненно пра-
вильны. Возможно, что в процессе плавки действительно образовался
монооксид кремния, присутствие которого и оказало влияние на после-
дующие свойства. Механизм же влияния монооксида, по-видимому,
другой (см. гл. 2).
В последнее время Л. М. Утевским подробно изучены факторы, спо-
собствующие развитию отпускной хрупкости [262]. На основании ряда
опытов он предполагает, что отпускная хрупкость возникает вследствие
обогащения зон металла, прилегающих к границе зерен, элементами,
повышающими хрупкость (фосфор и др.).
Интересным способом получения стали с хорошими механическими
свойствами и чистой по включениям является способ обработки метал-
ла шлаком (метод Юджин — Перрена).
Для получения чистой основной стали надо применять шлак сле-
дующего состава [131]: 3% БЮг, 43% AI2O3, 53°/0СаО и <1°/0 FeO.
При обработке таким шлаком сталь получается очень чистой по
включениям, с мелким зерном и хорошими механическими свойствами,
причем мелкое зерно получается и без добавки алюминия.
При добавке алюминия в изложницу степень чистоты по видимым
включениям не понижается. Содержание кислорода получается в пре-
делах 0,002—0,005%. Кристаллики глинозема получаются разрознен-
ными.
При обработке указанным выше шлаком кипящая сталь приобре-
тает улучшенные свойства, она не склонна к охрупчиванию при старе-
нии и хорошо переносит глубокую вытяжку.
Способ обработки металла шлаком впервые был предложен в Со-
ветском Союзе А. С. Точинским [130]. Первые опыты, проведенные им
в 1914 г., показали положительные результаты.
В работе, выполненной М. Шиха [54], применялись методы химиче-
ского и механического выделения включений. Исследованные включе-
ния, по мнению автора, можно разделить на три группы:
1) продукты раскисления, величина и состав которых зависят от
типа раскислителя и условий раскисления;
2) продукты реакций расплава или шлака с футеровкой ковша или
сифонного припаса;
3) продукты размыва огнеупоров жидкой сталью.
2*
19
Автор указывает, что при раскислении силикомарганцем в ковше
обнаруживается силикатное стекло с более высоким содержанием мар-
ганца. Сталь, обработанная силикомарганцем в печи, отличается более
высокой вязкостью по сравнению со сталью, раскисленной ферросили-
цием и ферромарганцем в ковше. Добавка алюминия приводит к обна-
ружению во включениях глинозема. При добавке 0,07 кг/г А1 осадки со-
держали алюмосиликаты. При добавке 0,2 и более кг/г А1 доля корунда
увеличивается так, что он образует основную часть осадка. Если алю-
миний давали в печь перед скачиванием шлака, то окислы почти пол-
ностью поглощались шлаком, при добавке в ковф они оставались
большей частью в стали. В выделенных включениях всегда присутство^
вали шамотные частицы. Автор указывает, что включения, образовав-
шиеся вследствие реакции жидкой стали с шамотом, всегда обнаружи-
вают меньшее содержание кремнекислоты, чем применяемый огнеупор.
Образование этих включений, по мнению автора, можно объяснить тем,
что во время разливки успокоенной стали кремнезем из шамотной фу-
теровки восстанавливается кремнием до моноокиси, которая частично
растворима в жидкой стали. Автор сопоставляет включения, выделен-
ные из нормализованных образцов и из образцов, закаленных по режи-
му 950—1000° С, 3 часа, охлаждение в воде. Он указывает, что в осадках,
состоящих из субмикроскопических частиц, выделенных из закаленных
образцов, наблюдается увеличение отношения алюминия к кремнию и
кальция к кремнию. Включения, растворившиеся при нагреве под за-
калку, при охлаждении в воде выделяются в виде субмикроскопических
частиц, в то время-как в образцах, охлажденных на воздухе, эти части-
цы обладают большей возможностью роста.
Исследование влияния способа плавки стали в кислой печи на
ударную вязкость было выполнено К. X. Хайровым [245]. Выплавлялась
малоуглеродистая низколегированная сталь сложного состава (с хро-
мом, никелем, молибденом, медью и суммой кремния и марганца
~'2,5%). Плавку вели в 3-г кислой печи по принятому режиму: активное
кипение в течение 30 мин., раскисление в печи кремнием и марганцем и
в ковше — алюминием (0,2 кг/т). Исследовалось влияние серы и рас-
кисления алюминием на ударную вязкость. Для получения низкого со-
держания серы использовали малосернистую шихту (отходы, содержа-
щие мало серы, но до 5% Si, Мп и Сг) в количестве 50% и малоуглеро-
дистого лома из основного мартена (50%). Сравнение качества 50 пла-
вок, выплавленных на малосернистой шихте, с качеством рядовых пла-
вок, отличавшихся меньшим расходом кремнемарганцевой шихты и бо-
лее высоким содержанием серы, не показало влияния содержания серы
на ударную вязкость (табл. 8). При более высоком содержании серы
свойства получились более высокими, что может быть связано с более
благоприятной шихтовкой плавок с высоким содержанием серы.
Таблица 8
ВЛИЯНИЕ СЕРЫ НА УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ КИСЛОЙ СТАЛИ
Содержание серы, % Число плавок (%) с ударной вязкостью, кгм],см2 (в пределах) Число годных плавок %
1-1 .’б 1.6—2, 5 2,5—3, 1 3, 1—4,0 4,0—4.5
<0,025 8,16 12,24 44,90 34,70 — 79,6
0,035—0,045 11,7 6,7 43,3 25,0 13,3 81,6
20
Влияние алюминия изучали на 4-х опытных плавках. Шихта со-
стояла из 80% низкоуглеродистого железа и 20% кремнемарганцови-
стого лома. Содержание серы колебалось от 0,025 до 0,030%. Из каж-
дой опытной плавки заливали 4 ковша с промежутками в 15 мин. Алю-
миний давали: 0,2 кг/т в I ковш; 0,5 кг/т во II ковш; 0,8 кг/т в III ковш;
1 кг/т в IV ковш.
Из печи, а также из каждого ковша отливали клиновую пробу. По-
лучены следующие средние значения ударной вязкости от 28—32 об-
разцов.
А1, кг!т а^, кгм/см*
Проба из печи без присадки алюминия......................... ' 4,8
Проба из ковша 0,2............................................. 4,0
» » » 0,5............................................ 2,9
» » » 0,8............................................ 2,7
» » » 1,0............................................ 3,0
Автор считает, что изменения свойств кислой стали хорошо объяс-
няются поведением кремнеземистых включений. Так, например,
получилось, что плавки с низким содержанием серы имели более низ-
кую ударную вязкость, чем плавки с более высоким содержанием серы
за счет большего (в 2,5 раза) содержания кремния в шихте этих пла-
вок. При наличии в шихте 0,3—0,5% Si шлаки по расплавлении будут
содержать до 35% FeO и до 40% SiO2. Если же содержание кремния в
завалке достигает 1%, то уже в первых шлаках имеется не менее 50%
SiO2. Такая завалка плавится, по мнению автора, очень горячо вслед-
ствие выделения тепла реагирующим кремнием. При горячем же ходе
плавки густые шлаки образуются также за счет кремнезема футеровки.
К. X. Хайров на основании приведенных данных и своих наблюде-
ний делает следующие выводы.
Ударная вязкость кислой электростали зависит от шихты, характе-
ра кипения, условий раскисления в печи и в ковше, выдержки металла
под кислым шлаком. Действие этих факторов на ударную вязкость
объясняется большим или меньшим насыщением стали кремнеземисты-
ми включениями. Присутствие некоторого количества основных окислов
в период раскисления плавки способствует очищению металла от этих
включений. Положительное действие железной руды объясняется осво-
бождением металла от кремнеземистых включений. В отношении рас-
кисления алюминием кислая сталь отличается от основной (независимо
от содержания серы); алюминий вредно действует на тщательно рас-
кисленную кислую сталь.
В отношении факторов, влияющих на ковкость стали, А. Портевен
[137] делает следующие замечания.
1. Углеродистые стали с содержанием <0,02% S и Р и 0,03% Мп
склонны к красноломкости в определенном интервале температур при
определенной степени деформации.
2. Марганец улучшает ковкость (такой же результат получается
при присадке титана и циркония). Присадка марганца уничтожает
хрупкость в области высоких температур, оставляя только область бо-
лее низких температур. Такие стали не обладают красноломкостью при
ковке или прокатке. Нековкая сталь без марганца содержит глобулярные
включения кремнезема или алюмосиликаты. В стали с марганцем коли-
чество включений силикатов может быть уменьшено присадкой алю-
миния с последующим образованием глинозема из марганцевого сили-
ката.
21
3. Свойства сталей с более высоким содержанием углерода при ис-
пытании на удар при высоких температурах обычно высокие и они
подвергаются горячей обработке без затруднений.
В очень интересной работе Рапатца и Штробиха (163] рассматри-
вается влияние неметаллических включений на деформируемость стали
в горячем состоянии. Искусственным способом вводили различные-
окислы в железный порошок (с размером зерен <0,3 мм), содержащий
3°/о О и 2% С. После нагрева до 1200° С из этого порошка получали
низкоуглеродистую сталь. С железным порошком смешивались различ-
ные количества CaO, SiOa, СаРг, ИагСОз, NaaSiOs (размер зерен был
<0,1 мм). В добавках содержание посторонних примесей не превыша-
ло 3%. Порошок (смесь) помещали в стальную трубку, которую нагре-
вали в течение 25—30 мин. при 1250° С в газовой печи. Образцы прессо-
вали под штампом при 1200° С, причем полное спекание достигалось
при небольшом обжатии.
Полученные образцы диаметром 50 мм подвергали затем свобод-
ной ковке. Образцы, не содержавшие неметаллических добавок, кова-
лись без затруднений при 800—1100° С. Свойства образцов после ковки
и нормализации немного отличались от соответствующих значений для
литой и прокатанной стали с 0,1 % С.
В дальнейших опытах в железный порошок добавляли неметалли-
ческие включения. Добавка окиси кальция до 7% (объемн.) не оказы-
вает вредного влияния на ковкость. При 7—9% окиси кальция образцы
можно ковать легкими ударами. Температура плавления СаО 2570°С.
Добавка кремнезема до 6,6% (объемн.) не влияет на ковкость, а
при 9% она ухудшается (ковка возможна с предосторожностями).
Температура плавления кремнекислоты примерно 1450°С и потому она
ведет себя аналогично окиси кальция. Тот факт, что кислая сталь куется
труднее, чем основная сталь, по мнению авторов, объясняется тем, что
в кислой стали не чистый кремнезем, а силикаты с низкой температурой
плавления.
Добавка фтористого кальция (плавикового шпата) не ухудшает
ковкости до 8% (объемн.) СаРг. Температура плавления плавикового
шпата 1390° С.
Добавка соды до 1,5% уже вызывает расслоения. Резко выражен-
ное влияние добавок соды объясняется низкой температурой ее плав-
ления (~850°С).
Добавка метасиликата натрия (Na2SiO3) влияет так же, как и сода.
Температура плавления метасиликата 1027° С.
В результате проведенных опытов авторы делают вывод, что тре-
щины появляются в металле в случае введения в него добавок с низкой
температурой плавления. Как и в случае красноломкости, в стали обра-
зуются трещины по плоскостям, в которых находятся жидкие, легко
размягчающиеся добавки. При наличии тугоплавких включений в ста-
ли последняя, деформируясь, обтекает эти включения, не нарушая
сплошности.
Имеются также работы, в которых понижение пластичности литого
металла объясняют присутствием в стали включений нитрида алюми-
ния [196, 197], расположенных на границах кристаллов. Значительное
распространение приобрела также гипотеза, высказанная М. В. При-
данцевым [88], связывающая низкую пластичность (и низкую длитель-
ную прочность) сплавов на никелевой основе с наличием в них неболь-
ших примесей свинца, сурьмы, олова. По представлениям автора этой
гипотезы, указанные примесы присутствуют в твердой стали в виде
металлических включений, имеющих низкую температуру плавления.
22
При горячей деформации разрушение вызывается оплавлением этих
включений. Однако низкая пластичность отдельных плавок наблю-
дается при таком же содержании свинца (и других примесей) как и в
хороших плавках. Следовательно, предположение о влиянии примесей
легкоплавких металлов не исчерпывает всех причин явления красно-
ломкости.
Изложенные выше результаты опытов и созданные на их основе
гипотезы помогали в определенные периоды развития металлургии
улучшать технологические процессы плавки в направлении повышения
свойств стали.
Однако развитие технологических приемов и дальнейшее накопле-
ние фактов убедили металлургов в недостаточности сделанных предпо-
ложений, невозможности определить с помощью только этих гипотез
причины неудовлетворительного качества металла и в необходимости
указать направление дальнейшего развития технологии.
Гипотеза «сульфида железа», как это было показано в работе Ан-
дерсона и др. [165], может быть применена к сталям с низким содержа-
нием марганца, в то время Как красноломкость встречается и в сталях
с относительно высоким содержанием марганца и с очень низким содер-
жанием серы. Джозефсон [171] показал, что сера только в присутствии
кислорода снижает пластичность при высоких температурах. В других
приведенных выше работах также были установлены факты, опровер-
гавшие объяснение красноломкости только наличием в металле сульфи-
дов железа. Рапатц, Портевен, Герти и др. также пришли к выводу, что
сера в присутствий марганца не является причиной красноломкости или
пониженной пластичности при обычных температурах. Следует заме-
тить, что своеобразное видоизменение сульфидов в плавках с низкой
пластичностью отмечалось многими исследователями и, по-видимому,
было вызвано поведением в 'металле кислородных соединений.
Следующая гипотеза вредного влияния силикатов в плавках кислой
стали привела к выводу, что силикаты вредны в случае, когда в них вы-
сокое содержание SiO2 и малое FeO. Установленный, таким образом,
факт ухудшения свойств при интенсивном раскислении металла крем-
нием для получения минимального содержания FeO во включениях
сделал затруднительным технологические выводы из этой гипотезы.
Действительно, если полезно высокое содержание FeO во включениях,
следовательно, надо меньше раскислять металл кремнием, однако
уменьшение количества кремния для раскисления приводило к получе-
нию пузыристых отливок.
Следующим шагом в развитии металлургии явилось применение
алюминия для раскисления кислой стали, позволившее получать беспу-
зыристые отливки. Наряду с благоприятным влиянием алюминия, обес-
печившим получение стали без пузырей, было обнаружено и его отри-
цательное влияние на пластичность. Сталь, раскисленная значительным
количеством алюминия по сравнению с нераскисленной или раскислен-
ной малым его количеством, оказывалась более склонной к краснолом-
кости и имела пониженную ударную вязкость при комнатной темпера-
туре. При исследовании включений в металле было обнаружено большое
количество корунда, что, естественно, привело к гипотезе «глинозема»,
просуществовавшей длительное время и имевшей много последователей.
Во многих работах можно было встретить указания на то, что корунд,
обладающий высокой твердостью, вызывает снижение пластичности.
В результате многочисленных исследований было установлено опти-
мальное количество алюминия (100—200 г/т), обеспечивавшее лучшие
свойства. Однако с развитием мартеновских печей и электропечей с
23
основной футеровкой было установлено, что включения корунда не вы-
зывают в основной стали понижения свойств. Основная сталь имеет
высокие свойства несмотря на то, что эти включения являются преоб-
ладающим видом включений в этой стали. В связи с этим дозу алюми-
ния для раскисления основной стали повысили до 400—1000 е/т. Было
установлено, что раскисление металла и его свойства при этом оказы-
ваются хорошими.
Несмотря на то что применение для выплавки металла основных
печей и раскисления алюминием' повысило качество металла, все-таки, в
практике работы и в настоящее время встречаются'ютдельные плавки с
низкими свойствами и со значительной склонностью к красноломкости.
При одинаковом химическом составе отдельные плавки обладают зна-
чительно более высокими свойствами, чем другие плавки, выплавлен-
ные в тех же агрегатах, т. е. плавки могут обладать некоторыми «инди-
видуальными свойствами», которые часто бывает очень трудно объяс-
нить на основании фиксируемых параметров процесса выплавки. После
того как гипотеза «глинозема» была опровергнута появлением основно-
го металла, раскисленного алюминием, возникла гипотеза «нитрида
алюминия». Введение алюминия в сталь существенно сказывается на ее
свойствах, в связи с чем была сделана попытка объяснить влияние
алюминия предположением о том, что при введении в металл алюминия
образуются нитриды алюминия, выделяющиеся на границах кристал-
лов и потому снижающие пластические свойства литого металла.
Исследования [196, 197] условий образования и растворения нитри-
дов алюминия показали, что нитриды алюминия раство'ряются в твердой
стали при 1260° С. Растворимость нитридов алюминия в стали не позво-
ляет считать их ответственными за понижение пластичности при темпе-
ратурах выше 1260° С (после их растворения).
Высказанное М. В. Приданцевым и Г. В. Эстулиным [88] предполо-
жение о влиянии примесей цветных металлов на пластичность при
высоких температурах также не объясняет многих практических случаев
красноломкости и встречает ряд возражений. Если считать, что свинец
нерастворим в жидком расплаве, то можно предположить, что жидкая
взвесь свинца должна (вследствие значительной разницы в удельных
весах) интенсивно оседать на дно печи, как это иногда бывает в стале-
плавильных печах, переплавляющих отходы с примесью свинца. Поэто-
му трудно предположить, что свинец в виде взвеси будет находиться в
жидком металле. Скорее можно предположить, что устойчивое содер-
жание незначительных примесей свинца может быть связано с некото-
рой небольшой растворимостью его в металле, но в этом случае он не
может влиять на свойства, так как присутствие столь незначительной
примеси в твердом растворе не определит свойств твердого раствора.
Интересно, что опыты по введению небольших количеств свинца в ме-
талл обычно приводили к понижению пластичности. Однако это пони-
жение можно объяснить и другим механизмом влияния свинца и легко-
плавких примесей (см. гл. 2). В практике часто встречаются случаи по-
лучения пониженной пластичности сплавов, не связанные с содержа-
нием в них примесей цветных металлов.
Рассмотрение всех изложенных представлений показывает, что та-
кие свойства отдельных плавок стали или сплава данной марки, как
пониженная пластичность при высоких температурах, а также и при
обычных 'и другие еще не нашли исчерпывающего объяснения и меха-
низм влияния условий выплавки на эти свойства требует дальнейшего
изучения.
ГЛАВА 2
НОВЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О МЕХАНИЗМЕ
ВЛИЯНИЯ ВКЛЮЧЕНИЙ НА СВОЙСТВА
СТАЛИ И СПЛАВОВ
Основное внимание в настоящей работе уделено изучению влияния
включений на пластичность стали и сплавов, в особенности на пластич-
ность при высоких температурах, а также служебным характеристикам
некоторых марок стали.
Основанием для создания гипотезы о механизме влияния включе-
ний на свойства стали и сплавов послужили многочисленные производ-
ственные наблюдения и исследования, выполненные автором, а также
материалы, опубликованные в литературе.
Наиболее важные факты, послужившие основанием для создания
гипотезы, приводятся ниже в систематизированном виде.
1. Низкие или высокие пластические свойства плавок могут быть
характерными для всех плавок, выплавленных по данной технологии.
2. Низкие или высокие пластические свойства плавок могут быть у
отдельных плавок данного технологического процесса выплавки и не
являться характерными для всех плавок данного процесса.
3. Понижение пластичности отдельных плавок при высоких темпе-
ратурах может быть различной степени — от полного разрушения при
деформации до мало заметного снижения пластичности.
4. Пониженная пластичность отдельных плавок при высоких тем-
пературах проявляется как в литом, так и в деформированном состоя-
ниях. В литом состоянии она выражена резче, однако, и при больших
степенях деформации, в тех случаях, когда удается осуществить дефор-
мацию, плавки сохраняют низкую пластичность.
5. Пониженная пластичность в результате неблагоприятных усло-
вий плавки встречается в железе, углеродистой и легированной сталях,
сплавах на основе железа, никеля и др., т. е. является очень общим
свойством, определяемым условиями выплавки стали и сплавов.
6. Горячая деформация металла с пониженной пластичностью
может приводить к его разрушению, причем разрывы литого металла
обычно берут начало в междуосных участках или по границам кристал-
лов, а разрывы деформированного металла идут либо произвольно, либо
по сохранившимся ликвационным зонам.
7. Существенное понижение пластичности железных и никелевых
сплавов при нагреве возникает при температурах выше 1000°С, особен-
но резко снижается- пластичность (у плавок с пониженной пластично-
стью) при температурах выше 1200° С.
8. Понижение пластичности при высоких температурах возникает
при повышении температуры и исчезает при последующем понижении
25
температуры, т. е. после охлаждения восстанавливаются исходные
свойства.
9. Понижение пластичности не связано с ростом зерна, так как
охлаждение металла (после нагрева до температур интенсивного роста
зерна) приводит к получению высоких свойств пластичности и при круп-
ном зерне.
10. Пластичность при высоких температурах металла, выплавлен-
ного в кислых печах, ниже пластичности металла, выплавленного в ос-
новных печах.
11. Пластичность металла зависит от температурного режима про-
цесса выплавки.
12. Пластичность электростали, выплавленной с рудным кипом или7
с кислородным, выше, чем пластичность электростали, выплавленной
переплавом отходов (особенно легированных кремнием) без окис-
ления. *
13. Пластичность стали, выплавленной в кислых печах с раскисле-
нием большими дозами алюминия, ниже, чем при отсутствии алюминия
или с раскислением им небольшими дозами.
14. В плавках стали или сплавов с пониженной пластичностью
можно иногда наблюдать повышенное содержание кислорода.
15. В плавках сплавов с пониженными свойствами можно иногда
наблюдать повышенное содержание кремния (против расчетного).
16. При раскислении металла или шлака алюминием или другими
раскислителями можно наблюдать явление «перераскисленности», т. е.
такое положение, при котором с увеличением дозы раскислителя пла-
стические свойства ухудшаются.
17. Наличие относительно крупных включений не приводит к рез-
кому понижению пластичности при высоких температурах. Это под-
тверждается хотя бы тем, что сталь, имеющая газовые пузыри, может
хорошо прокатываться (кипящая сталь) или проковываться.
18. Примеси, образующие с металлом твердые растворы, понижа-
ют пластические свойства в меньшей степени, чем примеси, образую-
щие в металле внедренные частицы фаз, представляющих собой устой-
чивые соединения.
19. Если рассматривать включение как незаполненную полость
внутри металла (при этом роль включений несколько утрирована), то,
как показал И. М. Павлов [139], в местах нахождения включения на его
границе образуются участки повышенной концентрации напряжений.
При неблагоприятном по отношению к направлению усилия расположе-
нии полости максимальное напряжение на границе дефекта может быть
в 6 раз больше среднего значения напряжений в металле [140].
20. Разрушению металлов обычно предшествует пластическая де-
формация. Разрушение может произойти только после того как напря-
жение превысит предел текучести. Наличие барьеров для полос сколь-
жения (например, в виде границ зерен и других) понижает степень пла-
стической деформации, приводящую к разрушению. Следовательно,
степень пластической деформации, приводящая к разрушению, связана
со структурой металлов [259].
21. Сопротивление пластической деформации сплава, состоящего
из мягкой фазы и диспергированной в ней твердой фазы, изменяется
обратно пропорционально логарифму среднего расстояния между ча-
стицами твердой фазы и не зависит от количества твердой фазы [159].
22. Пластическая деформация двухфазного сплава протекает не-
равномерно. Деформация более мягкой фазы опережает деформацию
более твердой фазы. Разрушение в этом случае происходит путем лока-
26
лизации деформации в мягкой фазе и последующего образования в ней
трещин разрыва [160].
Изложенные факты позволяют выдвинуть новую гипотезу о меха-
низме влияния включений на пластичность при высоких температурах.
Гипотеза состоит из четырех основных положений.
1. Понижение пластических свойств, приводящее к разрушению ме-
талла уже при малой степени деформации, может быть вызвано -включе-
ниями с развитой поверхностью, т. е. дисперсными, и включениями в виде
тонких пленок.
Объемное содержание включений обычно не превышает 0,1 %, и,
чтобы вызвать затруднения в пластической деформации, т. е. создать
препятствия движению дислокаций, необходимо, чтобы количество пре-
пятствий было велико, а это может быть достигнуто в случае малого
размера включений и большой поверхности контакта их с металлом.
Следовательно, чем дисперснее включения и чем больше их количество,
тем сильнее их отрицательное влияние на пластические свойства.
Присутствующие обычно в металле включения кристаллических или
глобулярных окислов могут иметь различные размеры.
Включения размерами более 1 мм, хорошо видимые невооружен-
ным глазом, встречаются в металле сравнительно редко (реже, чем одно
включение на 1 см3) и обычно представляют собой частицы огнеупоров
или другие случайные («экзогенные») включения.
Включения размерами от 1 мм до 0,1 мк, видимые под световым
микроскопом, относительно хорошо изучены. Количество таких включе-
ний лежит в пределах от 1 до 100 на 1 см3.
Включения размером менее 0,1 мк видны только под электронным
микроскопом с большим разрешением. Исследование таких включений
связано с большими методическими трудностями.
По принятой в химии классификации включения размером менее
0,1 мк образуют в жидкости коллоидный раствор, а включения разме-
ром от 0,1 мк и более образуют в жидкости взвесь или суспензию.
Нужно отметить, что предположение о понижении пластичности
металла вследствие наличия в жидком металле коллоидного раствора
включений неоднократно высказывалось Точинским, Перреном и други-
ми исследователями [130, 162].
Подсчет включений в 1 мм3 металла в зависимости от их размера и
•содержания в металле приведен в табл. 9.
Таблица 9
ЧИСЛО ВКЛЮЧЕНИЙ В 1 мм‘ МЕТАЛЛА В ЗАВИСИМОСТИ
ОТ ОБЪЕМНОГО СОДЕРЖАНИЯ ВКЛЮЧЕНИЙ И ОТ ИХ РАЗМЕРА
Включения в металле, % (объемн.) Число включений при среднем размере
1 мм 0, 1 мм 0,01 мм 1 мк 0, 1 мк 0,01 мк
0,001 10“ 5 10~2 10 104 ю7 1010
0,01 10—4 10-1 ю2 ю5 108 10“
0,1 10~3 1 103 10е 10е 1012
1,0 10~2 10 ю4 107 1010 1013
Если принять,, что при обычных методах выплавки сталь содержит
~ 0,1% (объемн.) включений, то можно видеть, что в 1 мм3 стали при
размере частиц 1 мк число частиц будет равно 106, а при размере ча-
стиц 0,1 мк их число в 1 мм3 составит 109 и т. д.
27
В табл. 10 приведены результаты подсчета числа включении на
основе измерений их размера в опытных плавках. Включения подсчиты-
вали с помощью светового микроскопа при увеличении в 520 раз. Число
их в 1 жлт3 металла даже при малом объемном проценте велико. Сле-
дует учесть, что очень мелкие включения (<0,7 мк) при таком увеличе-
нии (Х520) не могли быть учтены.
Таблица 10
ЧИСЛО ВКЛЮЧЕНИЙ В ОПЫТНЫХ ПЛАВКАХ СТАЛИ И СПЛАВОВ1
(СРЕДНЕЕ ПО ДВУМ ПЛАВКАМ) ___________________
Марка стали или сплава Тигель высоко- частотной печи Вид включений Включе- ния, % (объемн.) Наибольший и наименьший размеры включений мк Часто встречаю- щийся размер включений мк Условное число включений в 1 лслс3 металла
УЮА Основной Кислородные 0,006 0,7—6 2 7,5-Ю3
Сульфидные 0,107 0,7—17 5 1,7-103
Х20Н80 Кислый Кислородные 0,036 0,7—24 2 4,5-104
Сульфидные 0,042 0,7—34 4 6,6-103
Х20Н80 Основной (под Кислородные 0,024 0,7—8 2 3,0-104
вакуумом) Сульфидные 0,001 0,7—6 2 1,3-103
1 Методы выплавки и свойства опытных плавок описаны ниже в соответствующих главах книги.
Рассмотрим другое предположение — о влиянии пленочных вклю-
чений на свойства металла. Наличие в металле тончайших пленок вклю-
чений вследствие развитой поверхности по сравнению, с частицами в
форме куба может в большей степени затруднять деформацию и созда-
вать больше препятствий перемещению дислокаций.
Если предположить, что содержание в металле пленочных включе-
ний составляет 0,01% (объемн.), то при толщине пленки 0,1 мк в 1 мм3,
металла окажется 10 лтлт2 пленочных включений.
Следовательно, даже при малом содержании пленочных включений
препятствия движению дислокаций, создаваемые пленками, могут быть
существенными. Разрушение в местах концентрации напряжений при
торможении дислокаций и невозможности обойти препятствие вследст-
вие его значительной поверхности может наступать раньше, чем это
было бы в металле без дефектов.
Включения, характерные для металла с низкой пластичностью, не
были обнаружены даже при весьма тщательных исследованиях1. Не-
удачи этих исследований объясняются тем, что при малой толщине пле-
нок вряд ли возможно их обнаружить в деформированном металле, в.
особенности после деформации, видоизменившей в какой-то мере эти
пленки и сделавшей их еще тоньше. В случае, если во время горячей
деформации произошло разрушение металла, разрушенные участки
обычно бывают заполнены окислами или нитридами (в сплавах с тита-
ном и алюминием) и обнаружить в них наличие пленок не представляет-
ся возможным.
Исходя из изложенных ниже условий образования пленок нами
был применен способ исследования междуосных участков металла, рас-
положенных в местах наиболее развитой зональной и дендритной лик-
вации. С этой целью исследовали шлифы из центральной зоны слитков.
1 За исключением изложенных в 1-й главе работ по кислой стали.
28
Для обнаружения междуосных участков применялось тепловое
травление. Шлифы исследовали на световом микроскопе при больших
увеличениях с применением светлого и в особенности темного поля.
Включения в виде пленок действительно были обнаружены в не-
скольких 'изучавшихся марках стали и сплавов. Примеры обнаружен-
ных пленочных включений показаны на рис. 5—11 *.
В плавках, выплавленных в .вакуумной дуговой печи или другими
способами и обладающих значительно более высокой пластичностью,
пленки либо вовсе не удавалось обнаружить, либо они встречались
очень редко (подробнее результаты опытов приведены ниже в соответ-
ствующих главах).
2. Понижение пластичности при высоких температурах может быть
вызвано включениями стекол, которые размягчаются при более низких
температурах, чем соответствующие окислы, или кристаллическими
включениями с низкой температурой плавления.
Влияние включений на свойства должно быть рассмотрено не толь-
ко с точки зрения количества, размера или формы включений." Важное
значение имеют свойства самих включений и их изменения с темпера-
турой. Очень давно установлено и является общепринятым представле-
ние о том. что при наличии в металле включений, расплавляющихся
при данной температуре, деформация металла при этой температуре бу-
дет приводить к разрушению; Поэтому на основании данных о темпера-
туре плавления включений наиболее вредным считались включения
сульфида железа, силиката железа, силиката марганца, сульфида алю-
миния, свинца и других. Температура плавления сульфида железа
1190° С, он образует с железом эвтектику, плавящуюся при 985° С.
Температура плавления силиката железа 1205° С, силиката марганца
1230° С, сульфида алюмииния 1100° С и т. д. Этим объясняются настойчи-
вые попытки 'исследователей обнаружить в металле перечисленные вы-
ше включения в случае получения металла с низкой пластичностью и
объяснить их наличием красноломкость. В отдельных случаях эти пред-
положения были правильными. Однако во многих случаях не удавалось
найти прямой связи между этими включениями и красноломкостью. При
этом можно с уверенностью считать, что твердые включения, не изме-
няющие своего агрегатного состояния, не могут вызывать падения кри-
вой пластичности с повышением температуры (рис. 12).
Пластичность металла при температуре плавления, например, ле-
дебуритной составляющей падает очень резко, в то время как снижение
пластичности под влиянием вязких включений (стекол) носит более по-
степенный характер. Неудачи в обнаружении причин низкой пластич-
ности объясняются тем, что при рассмотрении включений основное вни-
мание уделялось кристаллическим включениям, определение состава
которых по их кристаллической структуре более доступно. Тем не менее
в металлах имеется большой класс включений, не имеющих кристалли-
ческой структуры, — стекловидные включения, которым до последнего
времени не уделялос-ь достаточного внимания. Определение непостоян-
ного и сложного состава большинства стекол затруднительно, поэтому
при петрографическом анализе выделенных включений обычно четко
определяется только кварцевое стекло. Остальные стекловидные включе-
ния, встречающиеся в металле, имеют переменный состав и различные
показатели преломления, не позволяющие определить их точный со-
став. Известно, что температура размягчения стекол значительно ниже,
* Курсивом отмечены рисунки, помещенные в альбоме фотографий микрошлифов
(в конце книги).
29
Рис. 12. Зависимость ударной вязкости сплава
Х20Н80 ют температуры. Плавки выплавлены
различными способами:
/ — в 50-кг кислом тигле; 2 — в 50-к« основном
тигле под кислым шлаком; 3 — в 50-кг основном
тигле под основным шлаком; 4 — в 150-кг основном
тигле без кремния; 5 — в 150-кг основном тигле с
кремнием
С повышением температуры
чем температура плавления расплава окислов аналогичного состава, и
именно поэтому стекловидные -включения наиболее вредные. В зависи-
мости от состава размягчение стекол наступает при различных темпера-
турах, начиная от 500° С (борные и свинцовые стекла) и выше. Алюмо-
силикатное стекло в зависимости от состава размягчается при 1100° С
и выше. Силикатные стекла с примесью окислов железа или марганца
размягчаются при температурах выше 1000° С и т. д. Обычное оконное
стекло имеет температуру размягчения около 500—600° С. В -расплавах
стекол растворяется также сё-
ра. В металлургическом про-
изводстве основной стеклооб-
разователь — кремнезем.
Окислы других металлов,
участвующих в металлургиче-
ском процессе (глинозем,
окись железа, закись марган-
ца, пятиокись фосфора и др.),
могут также входить в состав
стекол. Алюминий может за-
мещать в стеклах кремний.
По данным И. И. Китайгород-
ского [17] в отношении способ-
ности образования стекол,,
окислы могут быть расположе-
ны (по нисходящей степени) в
следующий ряд: В2О3, As2O3,
SiO2, GeO2, Р2Об, Sb2O3,
Nb20s, Ta2Os.
По представлениям
Аппена [146], сущность
ределенных химических соеди-
нений в силикатных стеклах
заключается в статистическом
v2o5,
A. A.
неоп-
распределении ионов метал-
лов в среде кремнекислород-
ного скелета. Сложные стекло-
образующие расплавы потому
и являются стеклообразующи-
ми, что в них медленно прохо-
дят процессы дифференциа-
ции компонентов.
механические свойства
изменяются
стекла: вначале -оно -становится вязким, а затем вязкость снижается и
стекла переходят в полужидкое или жидкое состояние, поэтому влия-
ние их на свойства стали или сплава будет очень существенным при по-
вышенных температурах. Пластичность металла резко падает -с повыше-
нием температуры при вязком состоянии стекла, а по достижении стек-
лами жидкого состояния сталь или сплав потеряют способность пласти-
ческого деформирования, и металл при деформации будет разрушаться
(так называемый условный «пережог»). При этом установлено, что
охлаждение до более низких температур возвращает стали первоначаль-
ные свойства.
Влияние в этом отношении примесей, обладающих низкой темпера-
турой плавления, достаточно изучено. Так, наличие в стали углерода
в количествах, приводящих к образованию ледебуритной эвтектики, де-
30
лает невозможной деформацию при температурах, близких к темпера-
туре образования эвтектики. Деформация в этом случае приводит к раз-
рушению. То же установлено в сплавах с высоким содержанием бора
И др.
Как жидкие, так и вязкие включения вызывают разрушение метал-
ла при крайне малой деформации, в то время как наличие твердых
включений допускает пластическую деформацию металла, понижая;
лишь истинный предел прочности (SK ).
Таким образом, понижение пластических свойств металла при вы-
соких температурах может быть вызвано стеклами с низкой температу-
рой размягчения и легкоплавкими соединениями; твердые неметалличе-
ские включения в тех количествах, в которых они присутствуют в стали
и сплавах, не оказывают существенного влияния на свойства.
3. Обнаруженные в металле пленочные включения представляют
собой стекла, иногда сопровождающиеся сульфидами.
Металлографическое исследование, а также петрографическое ис-
следование выделенных обычным и локальным методом включений по-
казало, что в металле действительно существуют пленки стекловидных
включений. Для получения пленок были выплавлены опытные плавки
разных марок стали и сплавов в условиях, обычно приводящих к полу-
чению металла с низкой пластичностью при высоких температурах.
Металл плавок с очень низкими пластическими свойствами был
подвергнут тщательному металлографическому исследованию,' так же
как и металл с высокими свойствами. Особенно тщательно изучались
включения в междуосных участках центральной зоны слитка, так как
именно там можно было рассчитывать получить в результате замедлен-
ной кристаллизации наиболее развитые пленочные включения. Для об-
наружения включений в междуосных участках применяли метод тепло-
вого травления, который позволил, не растравливая включений, вы-
явить их расположение по отношению к дендритной структуре.
Примеры таких включений в плавках различных марок см. на
рис. 5—11. В темном поле включения прозрачнй. Характерно то, что
эти пленочные включения иногда имеют вид сульфидов с прозрачной
составляющей — по-видимому, в стекле растворены сульфиды [277].
Пластинки стекол обнаруживаются в осадке, особенно если раство-
рению подвергался литой металл. На рис. 13 и 14 приведены выделен-
ные включения, в которых встречаются пластинки стекол. На рис. 15
показано включение стекла, выделенное локальным методом из плавки
сплава Х20Н80, выплавленной в кислом тигле/Для плавок, имеющих
пленочные включения стекол, характерным является наличие других
кристаллических включений в оболочке стекла, а иногда еще и суль-
фида. Оболочка вокруг кристаллического окисла или шпинели пред-
ставляет собой часто сульфостекло. Часто шпинель или корунд бывают
сцементированы стеклом в глобулярные включения со сложным внут-
ренним строением. Могут быть такие включения стекол, в которых прои-
зошла частичная кристаллизация. В зависимости от того, с каким окис-
лом образуются стекла, они могут при охлаждении полностью или ча-
стично кристаллизоваться.'Условия кристаллизации кварцевого стекла
при 1400° С в течение 6 час. исследованы И. С. Кайнарским и Э. В. Дег-
тяревой [147]. В результате исследований доказано, что при добавлении
1,5% (вес.) окислов щелочных металлов (Li2O, Na2O; К2О) продуктом
кристаллизации (в Области стабильности тридимита) является тридимит
в виде двойников, пластинок, призм и иголок с нормальным показателем
преломления. Стекло с добавками MgO, CaO, BaO, V2O5, Сг20з, А120з,
MnO, FeO, NiO и другими кристаллизуется в кристобалит, но такие до-
31
бавки, как А12О3, MnO, FeO, уменьшают интенсивность кристаллизации
кварцевого стекла в кристобалит.
Тонкие пленки стекол при электролитическом выделении и после-
дующей промывке очень трудно сохранить, если не принимать специаль-
ные меры предосторожности (с промывкой осадка исчезают и тонкие
пленки включений). 11а рис. 16 приведен кристалл литого металла
сплава Х20Н80, выделенный из участка, обогащенного стекловидными
включениями: между металлическими осями залегают обволакивающие
их пленки стекол. По-видимому, наличие в металле крупного скопле-
ния стекла и вызвало такую форму кристаллизации. Спирали металла
прорастали через неметаллическую массу.
В связи с тем что пленки стекол систематически сопровождались
сульфидами (см. рис. 18), а в сплаве Х20Н80 сульфидных включений
было много, исследованию подвергли нагретые образцы в .вакуумиро-
ванных ампулах на 1350° С в течение 2 час. с последующим охлажде-
нием в масле. Оказалось, что пленки стекол практически не изменились,
а сульфиды растворились полностью (рис. 17). Пленки стекол сделались
более заметными, по-видимому, потому, что обволакивающие их суль-
фиды растворились. Проведенный опыт показал, что в сплаве Х20Н80
сульфиды образуются в твердом, а не в жидком металле.
4. Пленочные стекловидные включения образуются из растворенных
в металле низших окислов или кислорода, обладающих некоторой раст-
воримостью в жидком металле и крайне мало растворимых в твердом
металле.
Форма стекловидных пленок, как бы обволакивающих растущий
кристалл и образующихся по линии контакта фронта кристаллизации
с жидким сплавом междуосного состава, указывает на то, что образова-
ние пленок произошло из выделяющихся из раствора избыточных эле-
ментов или соединений.
Рассмотрим (различные условия (образования пленочных стекло-
видных включений в междуосных участках и на стыках кристаллитов
(границах литых зерен).
В первом случае будем исходить из предположения, что в металле
могут быть растворены низшие окислы типа SiO, TiO, АЮ, двухатом-
ные молекулы которых имеют сравнительно небольшие размеры.
В металлургическом процессе выплавки стали важное значение
имеют кремнекислородные соединения, так как они постоянно присут-
ствуют в футеровке, шлаке и металле.
Если рассматривать окислы кремния, то из двух окислов—моно-
оксида кремния и двуокиси кремния — более вероятным является пред-
положение о растворимости в жидком металле монооксида, молекула
которого имеет меньшие размеры. То же самое можно сказать и о дру-
гих низших окислах (АЮ, TiO и др.). Монооксид кремния, по данным
Кубашевского, при 20° С представляет собой газ [60], по другим дан-
ным [62] пары окисла представляют собой индивидуальное вещество.
Окисел получен в аморфном состоянии, наличие окисла в кристалличе-
ском состоянии не установлено. Монооксид кремния применяется в оп-
тических приборах и как электроизоляционное покрытие. Наиболее пол-
ные данные о монооксиде кремния приведены в обзоре Д. Шульца [143]
и в работе Б. А. Беркмана и др. [148].
По наблюдениям П. В. Гельда и др. [63—65], монооксид кремния
в металлургическом процессе возгоняется и при осаждении образует
стекловидные порошки и налеты. П. В. Гельд, О. А. Есин и др. [67, 68]
обнаруживали и исследовали монооксид кремния в шлаках при произ-
водстве ферросилиция.
32
С. Т. Ростовцев [66] указывает на две возможные схемы фазовых
превращений <в системе Si — О. Первая схема Si^SiO^SiC>2 отно-
сится к области температур выше 1500° С. Вторая схема Si^SiO2 отно-
сится к области температур ниже ,1500° С. Температура безвариантного
равновесия реакции 2SiO SiO2 + Si лежит на уровне 1500° С.
С. А. Цапф и С. Е. Симс [69], изучая равновесие системы Si — О в
жидком железе, привлекли монооксид кремния для интерпретации
своих экспериментальных данных. Позднее Н. А. Гокен и И. Чипмен [70]
при изучении той же системы не нашли подтверждений существованию
монооксида кремния. А. М. Самарин [61] считает, что допущение суще-
ствования в процессе раскисления монооксида кремния и низших сос-
лав других элементов позволяет более правильно описывать процессы
окисления и раскисления стали.
В свете рассматриваемых условий образования включений из раст-
вора представляет большой интерес работа В. В. Аверина и А. М. Са-
марина [309], показавшая, что зависимость содержания кислорода от
содержания раскислителя имеет минимум, характерный для каждого
элемента раскислителя. Повышение концентрации раскислителя (сверх
содержания, определяющего минимальное содержание кислорода) при-
водит к увеличению концентрации кислорода в металле.
Монооксид кремния может быть получен ив SiOa по реакциям
SiO2 + Si = 2SiO,
SiO2 + С = CO + SiO,
3SiO2 + 2A1 = A12O3+ 3SiO,
2SiO2 + Ti = TiO2 + 2SiO,
3SiO2 + 2Cr = Cr2O3 + 3SiO
и многим другим.
Моноокоид кремния устойчив в восстановительной среде и может
присутствовать в шлаковой фазе в виде раствора, цепей, решеток и дру-
гих образований [71].
В металле моноокоид может образоваться из силикатных включе-
ний, например, при введении в металл алюминия или других раскисли-
телей, при условии наличия восстановительной среды, т. е. избытка
раскислителя/
Можно допустить, что моноокоид кремния образует в жидком ме-
талле либо раствор, либо субдиоперсную взвесь (коллоидный раствор)
или аморфные стекловидные цепи, пленки или другие образования. По-
следние формы моноокоида могут возникнуть при образовании его в
металле из имевшейся там взвеси силикатных включений, но не могут
поступать в металл из шлака.
В случае, когда монооксид кремния поступает в металл из шлака
или футеровки, можно предположить только один механизм поступления
монооксида кремния в металл — это растворение его в металле диффу-
зионным путем в количествах, находящихся в определенном равнове-
сии с концентрацией монооксида в шлаковой фазе. Повышение концент-
рации в металле кислорода вследствие диссоциации монооксида крем-
ния<йа границе металл.— шлак будет рассмотрено ниже.
Рассмотрим процесс кристаллизации металла, в расплаве которого
имеется растворенный монооксид кремния. Примеси такого рода наибо-
лее склонны к дендритной ликвации и будут накапливаться перед фрон-
3 М, И. Виноград 33
том растущего кристалла [108—НО]. Понижение температуры жидкого
металла до температуры затвердевания приведет к выделению из пере-
сыщенного жидкого раствора монооксида кремния, который в сочетании
с другими окислами или ликвирующими атомами кислорода образует
на поверхности кристаллизующегося металла пленку стекла. 71 л я обра-
зования такой пленки, имеющей стекловидный характер и вызывающей
прекращение наращивания (слоев металла, достаточно аморфного слоя
толщиной в несколько сот молекул. Правильный рост кристаллов будет
нарушен. Описанный процесс 'особенно ярко должен быть выражен в
междуосных участках, куда интенсивно ликвируют такие примеси, как
кислород, монооксид кремния и сера. Содержание кислорода и серы в
ликвационных участках может превысить в несколько раз содержание
его в остальной массе металла.
На рис. 19 показан пример образования такой пленки вокруг расту-
щих дендритов. Пленки, расположенные по внешней поверхности двух
дендритов, воспрепятствовали их контакту. Между двумя пленками, ог-
раничившими рост осей дендритов, возникла прослойка металла, отде-
ленная пленками от обеих соседних осей дендритов.
В сталях и сплавах с узким температурным интервалом кристал-
лизации образование пленок может происходить не только в между-
ооных участках, но и по границам кристаллов. Толщина пленок должна
быть незначительной, так как при возникновении сплошного аморфного
слоя толщиной в несколько сот молекул рост кристалла в этом направ-
лении прекратится и дальнейшего нарастания толщины пленки проис-
ходить 1не будет.
Предположив, что в жидком металле имеется не монооксид крем-
ния, а некоторое количество растворенных атомов кислорода, можно
объяснить появление стекловидных пленок следующим образом.
Вследствие высокой поверхностной активности кислорода (кислород
в этом отношении занимает первое место, а сера второе) и малой раст-
воримости его в твердом металле перед фронтом растущего кристалла
создается слой металла с повышенной концентрацией кислорода. Обра-
зование в этом сдое кристаллических или глобулярных включений
(AI2O3, SiO2, алюмосиликатов и др.) затруднительно, так как при тем-
пературе, близкой к температуре кристаллизации, диффузионная под-
вижность атомов кислорода мала, кроме того вследствие высоких зна-
чений межфазного натяжения образование этих фаз вряд ли энергети-
чески благоприятно. Более благоприятные условия образования в этом
случае имеются для аморфных тонких прослоек, обладающих малым
межфазовым натяжением и низкой вязкостью. Поэтому наиболее веро-
ятно образование пленок на границе растущего кристалла из поверх-
ностно активных веществ и из веществ, обладающих низкой вязкостью
и низким межфазовым натяжением. Этим требованиям удовлетворяют
в первую очередь аморфные, стекловидные растворы SiO с FeO и дру-
гими окислами. Аналогично должны вести себя сульфиды железа, ни-
келя и др.
При образовании сплошной неметаллической стекловидной оболоч-
ки по контуру междуосного участка кристаллизация этого замкнутого
участка может проходить даже без контакта с окружающим металлом
и при более низкой температуре. Понижение температуры кристалли-
зации вызвано в таком междуосном участке резко повышенной концен-
трацией ликвировавших туда поверхностно активных элементов, в пер-
вую очередь кислорода и серы, а также других элементов в соответствии
с их коэффициентами ликвации. Как кислород, так и сера, образующие
при определенной концентрации соответственно низшие окислы и суль-
34
фиды с низкой температурой кристаллизации, могут снизить темпера-
туру затвердевания вплоть до эвтектической температуры.
Следовательно, образование пленочных легкоплавких включений
или размягчающихся при сравнительно низких температурах стекловид-
ных включений может быть представлено следующими схемами.
1. В шлаке образуется SiO, растворяющийся в жидком металле
При кристаллизации SiO, обладающий высокой поверхностной актив-
ностью и сильно ликвирующий, концентрируется в междуосных участках
и на границах литых кристаллов. При определенной концентрации по
фронту кристаллизации оси дендрита возникает сплошная аморфная
пленка (стекловидная) с минимальным межфазовым натяжением, кото-
рая может замкнуть растущий кристалл.
2. В шлаке образуется SiO (или другие низшие окислы). На поверх-
ности шлак — металл SiO диссоциирует на кислород и кремний, и то и
другое поступает в металл. При кристаллизации кислород, обладающий
высокой поверхностной активностью и сильно ликвирующий (коэффи-
циент ликвации 0,02), концентрируется в междуосных участках и на
границах литых кристаллов и образует пленки окислов стекловидного
характера, обладающие минимальным межфазовым натяжением.
Характерным является следующее обстоятельство: наличие в ме-
талле растворенного кислорода (или SiO) при кристаллизации в связи
с сильной ликвацией кислорода (или SiO) создает в металле участки
с высокой концентрацией кислорода. Эти участки плавятся при низкой
температуре, что в свою очередь вызывает более длительный контакт
жидкой и твердой фаз. Более длительное по времени и в бод ее широком
интервале температур сосуществование твердой и жидкой фаз (вызван-1
ное повышенной концентрацией кислорода) приводит к усилению лик-
вации других элементов, склонных к ликвации (прежде всего серы).
Следовательно, ликвационные скопления сульфидов при одинаковом
среднем содержании серы могут быть усилены при наличии в металле
растворенного кислорода или окислов.
Исследования, проведенные в заводских условиях [218, 219, 298],
показали, что низкая пластичность металла может быть получена в том
случае, если в футеровке печи, в шлаке или в металле имеется кремне-
зем, который может быть восстановлен до SiO углеродом, кремнием,
алюминием, кальцием и т. д. Марганец в небольших концентрациях не
приводит к образованию в металле SiO.
Монооксид кремния можно наиболее успешно извлечь из металла
окислением расплава рудой или кислородом до получения следов крем-
ния в металле. В этом ^случае образуются легкоплавкие силикаты, кото-
рые легко удаляются в шлак. Монооксид кремния в процессе охлажде-
ния неустойчив и может распадаться на смесь кремния и кремнезема
(при температурах 700—500° С) [143].
Применение в качестве раскислителей щелочноземельных металлов
(кальция и магния) уменьшает количество растворенного монооксида
кремния в том случае, если эти раскислители вводятся в металл в не-
больших количествах и не реагируют со шлаком или с футеровкой, со-
держащей кремнезем. Силикаты кальция обладают высокой химической
стойкостью и значительным межфазовым натяжением, поэтому они об-
разуют взвесь в жидком металле.
Обработка жидкого металла синтетическими шлаками по способу
Точинского— Перрена [130—132] или электрошлаковым переплавом по
методу Института электросварки им. Патона [244], в результате которого
в металле снижается содержание серы, кремния и кислорода, указывает
на то, что в металле присутствовали растворимые окислы.
3* 35
*
*
В связи с тем что оценка пластичности при высоких температурах
являлась важным параметром в установлении влияния включений на
пластичность в изложенных ниже опытах наряду с технологическими
испытаниями (ковка, прокатка и др.), применяли лабораторные испы-
тания, объективность которых должна была обеспечить возможность
сравнения пластичности различных плавок. Практика показывает, что
этим условиям хорошо отвечают три метода: испытание на кручение, ис-
пытание на определение ударной вязкости и определение относительного
удлинения и сужения поперечного сечения при испытании на разрыв.
Первый метод — испытание на кручение до излома образца более
пригоден для сплавов и сталей, обладающих относительно высокой пла-
стичностью. Метод испытания на
кручение при высоких температурах
не стандартизован, впервые он был
применен Севером, затем
Температура. °C
для опре-
Рис. 20. Пластичность опытных
ли при испытании на кручение
состоянии [138]:
плавок ста-
в горячем
Химический состав, %
« И
С g
xg
Мп
Si
Сг
NI
Мо
О, 14
О, Ю
1,02
0, 05
0,62
0, 56
0,31
0. 52
0,30
0, 28
0,35
0,52
0, 15
0, 15
0,30
17,78
1.72
5,01
0. 09
9,60
0, 25
0, 05
0,03
0,021
0,020
0, 018
0,012
0, 022
0,018
0,015
0, 006
2
3
4
С
S
Р
деления прошиваемоспи Иритом [133, 134, 135]. Существует довольно
много вариантов этого метода. В работе автора кручение образцов про-
изводили на приспособленной для этой цели машине [136]. Испытывали
образцы длиной 380 мм и диаметром 8 мм. Длина печи 215 мм. Обра-
зец одним концом зажат неподвижно, в то время как другой его конец
с помощью двигателя может вращаться со скоростью 180 об/мин. Уста-
новленный на приборе счетчик указывает число оборотов до разрушения
образца.
Второй метод -- испытание ударной вязкости при высоких темпера-
турах. Этот способ испытания хорошо характеризует пластичность ста-
лей и сплавов, об; адающих сравнительно невысокой пластичностью и
подвергаемых вследствие этого чаще ковке, чем прокатке. Более под-
робное описание метода испытания ударной 'Вязкости при высоких тем-
пературах приведено в книге [136].
Третий метод — испытание образцов на растяжение при высоких
температурах. Р. А. Перкинс и Б. О. Биндер [297] успешно применяли
его при определении пластичности нержавеющей стали.
А. Портевен [137] указывает, что способ испытания на удар при вы-
соких температурах удобен для характеристики ковкости стали. Удар-
ные образцы с надрезом могут быть изготовлены в достаточном^коли-
честве для исследования в лабораторных условиях влияния температу-
ры на пластические свойства стали. Это испытание имеет существенные
преимущества по сравнению с наблюдением непосредственной ковки
в кузнечном цехе. В последнем случае изучение влияния температуры
затруднено.
36
Контрактор и Морган [138] в обзоре методов определения пластич-
ности при высоких температурах указывают, что наиболее удобным спо-
собом определения пластичности является метод кручения. Авторы при-
водят данные испытаний пластичности методом кручения стали четырех
опытных плавок (рис. 20) различного химического состава. Определе-
ние числа оборотов до разрушения при кручении позволяет установить
оптимальную (предельную) температуру горячей механической обра-
ботки (ковки, прокатки, прошивки). Эта оптимальная температура дол-
жна быть несколько ниже или близка к температуре максимальной пла-
стичности.
* *
*
Выше подробно рассмотрено влияние включений на пластичность
металла при высоких температурах. Следует коротко изложить общие
соображения о влиянии включений на некоторые другие свойства.
Понижение прочности и пластичности при комнатной температуре
может быть в некоторой степени обусловлено включениями, так как:
а) включения представляют собой места концентрации напряжений;
б) они создают напряженные участки в термически обработанном ме-
талле вследствие различного коэффициента расширения металла и
включений. Как показано на рис. 21, имеется резкая разница в коэффи-
циентах расширения стекла и металла. Различие в коэффициентах рас-
ширения будет создавать при охлаждении локальные напряжения в ме-
талле вблизи включений.
Влияние включений на механические свойства при комнатной тем-
пературе может выражаться в следующем.
Предел текучести при .наличии включений может несколько сни-
зиться в связи с тем, что включения создают неоднородность распреде-
ления напряжений и имеется возможность локальной концентрации на-
пряжений у включений. При этом в участках с меньшей прочностью и с
наибольшей концентрацией напряжений может начинаться местное пла-
стическое течение металла. В образцах, имеющих поперечное направле-
ние волокна, снижение предела текучести под влиянием включений мо-
37
жет быть несколько большим, чем в образцах с продольным направле-
нием волокна.
Предел прочности стали и сплавов в образцах с продольным во-
локном практически не зависит от включений. Возможное снижение о&
под влиянием обычного содержания включений лежит в пределах точно-
сти испытания. Только в том случае, если испытание проводили на об-
разцах, вырезанных поперек волокна, можно наблюдать незначительное
понижение предела прочности О&, в связи с тем, что строчки включений,
расположенные перпендикулярно к направлению растягивающих напря-
жений, могут вызвать преждевременный обрыв образца, т. е. обрыв об-
разца происходит вскоре после превышения предела текучести.
Истинный предел прочности—истинное нормальное конечное напря-
жение при окончательном разрушении (SA ) — может понижаться от
присутствия включений в большей степени, чем предел текучести (os) и
предел прочности (оь). Это связано с тем, что разрушение наступает
после того, как исчерпаны возможности пластического деформирования.
Наличие же включений, особенно в виде строчечных скоплений, распо-
ложенных перпендикулярно направлению растяжения, приводит к преж-
девременному обрыву образца.
Пластические характеристики при растяжении образцов (относи-
тельное удлинение и сужение поперечного сечения) несколько снижают-
ся при наличии включений, особенно в виде скоплений.
В образцах с продольным направлением волокна наличие строчеч-
ных скоплений включений более существенно понижает сужение попе-
речного сечения, чем удлинение. В образцах с поперечным направлени-
ем волокна при наличии скоплений включений в виде строчек или полос
снижение относительного удлинения и сужения поперечного сечения мо-
жет быть значительным. Разрозненные включения в виде мелких частиц
(1—5 мк), учитывая их малое содержание в металле, практически не
оказывают влияния на характеристики прочности и в небольшой степе-
ни снижают пластичность.
Влияние включений на ударную вязкость образцов с продольным
направлением волокна в том случае, если включения представляют со-
бой строчечные скопления, не существенно (может иногда даже повы-
шать йк). Влияние же строчечных скоплений включений на ударную
вязкость образцов с поперечным направлением волокна более сущест-
венно и может понижать ударную вязкость на 10—30%.
Влияние разрозненных включений на ударную вязкость образцов
с продольным и поперечным направлением волокна невелико.
Возможно имеется определенная связь между явлением отпускной
хрупкости (обратимой) и наличием включений стекол в металле. Быст-
рое охлаждение после отпуска позволяет зафиксировать стекловидное
состояние включений, а в этом состоянии они занимают наименьший
объем. Медленное охлаждение может привести к распаду стекол, причем
этот распад будет проходить с увеличением объема и создавать локаль-
ные напряженные участки в металле.
Понижение ударной вязкости при температурах ниже 0° может
быть также связано с охрупчиванием имеющихся в металле стекол и с
локальными напряжениями вследствие различных объемных изменений
металла и включений с понижением температуры.
1 Влияние включений на 'служебные свойства при обычных темпера-
турах невелико. Крупные включения, расположенные в наиболее нагру-
женных местах на поверхности изделий, подверженных переменным на-
грузкам, могут быть очагами развития трещин усталости. Однако такое
38
совпадение включений с наиболее нагруженным участком поверхности
мало вероятно.
' В некоторых случаях, (например в шарикоподшипниковой стали,
усталостное выкрашивание усиливается при наличии включений на ра-
бочей поверхности шариков, роликов или колец.
Понижение усталостной прочности может быть вызвано также нали-
чием крупных скоплений включений, расположенных перпендикулярно
к направлению приложения нагрузки.
Разрозненные мелкие включения практически не оказывают влия-
ния на служебные характеристики металла.
Технологические свойства в тех случаях, когда металл подвергает-
ся пластической деформации при комнатной температуре, в большей
степени зависят от содержания включений.
При небольшом (обычном) содержании включений, имеющих вид
внедренных частиц размером от 1 мк до 1 мм, влияние их на пластич-
ность незначительно. Если включения образуют сетку или прослойки, их
влияние на пластичность будет несколько большим. Однако и в этом слу-
чае оно будет несоизмеримо слабее, чем в том случае, когда эти вклю-
чения при высоких температурах приобретают вязкую или жидкую кон-
систенцию.
Влияние включений на жаропрочные сплавы может проявляться в
двух направлениях.
Наличие в металле включений, обладающих высокой твердостью
при комнатных температурах и весьма низкой прочностью при темпера-
турах испытания жаропрочности (стекла, легкоплавкие окислы и др.),
может привести к резкому снижению жаропрочности вследствие обра-
зования в металле локальных участков с очень малой прочностью. Отри-
цательное влияние включений в жаропрочных сплавах может прояв-
ляться в нарушении равномерного образования и правильного строения
интерметаллидных и других упрочняющих фаз, что в свою очередь соз-
дает участки неоднородных свойств и может привести к локальной де-
формации в определенных участках, приводящей затем к образованию
локальных надрывов и преждевременному обрыву образца.
Всякое нарушение правильного строения образующихся интерметал-
лидных фаз приводит к понижению жаропрочности. Это подтвержда-
ется, например, тем, что во многих сплавах повышение температуры
закалки приводит к повышению жаропрочности при условии, если по-
следующим старением достигнута необходимая степень распада. Ска-
занным, в частности, объясняется то обстоятельство, что при производ-
стве сплава нимоник на загрязненной шихте медленное охлаждение с
температуры закалки лучше обеспечивает диффузионную подготовку
твердого раствора и образование интерметаллидной фазы, чем быстрое
охлаждение на воздухе или в воде. В сплавах высокой чистоты скорость
охлаждения при закалке не играет существенной рати, так как необхо-
димая степень распада и требуемая дисперсность интерметаллидных
фаз могут быть созданы подбором температуры старения.
Магнитные свойства магнитномягких материалов у отдельных
плавок стали или сплава часто оказываются различными при одинако-
вом химическом составе плавок. Магнитные свойства связаны с домен-
ной структурой, а образование доменной структуры, очевидно, связано
с определенной степенью чистоты стали или сплава [107]. Хотя в настоя-
щее время нет данных, определяющих количественное влияние вклю-
чений на магнитные свойства, однако получение высоких магнитных
свойств при выплавке в вакууме и другие технологические наблюде-
39
ния свидетельствуют о существенном влиянии включений на магнитные
свойства.
Коррозионная стойкость, в особенности точечная коррозия, также
может быть связана с включениями определенного вида. Очевидно, это
влияние будет большим при 'большей 'развитости поверхности вклю-
чений. Высокая коррозионная стойкость кричного железа, вакуумной
стали, Электрошлаковой стали подтверждает влияние включений на
процессы коррозии.
Включения оказывают определенное влияние на величину зерна в
стали и на прокаливаем1ость. Раскисление алюминием способствует
получению мелкого зерна и определенной глубины прокалки.
Существенно влияют включения на кристаллизацию стали и
сплавов.
Имеются, безусловно, и другие свойства стали, на которые влия-
ют определенным образом включения в стали. Обнаружение и изучение
этого влияния требует проведения соответствующих исследований.
Таким образом, свойства стали и сплавов определяются не только
основными компонентами, входящими в состав стали или сплава, но и
условиями выплавки, обеспечивающими получение включений опреде-
ленного вида и в определенном количестве.
Учитывая сказанное выше, получение металла высокой чистоты
является одной из наиболее актуальных задач теории и практики ме-
таллургического производства.
ГЛАВА 3
МЕТОДЫ КАЧЕСТВЕННОГО ОПРЕДЕЛЕНИЯ
ВКЛЮЧЕНИЙ И КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ
ОСНОВНЫХ ТИПОВ ВКЛЮЧЕНИЙ
1. Методы качественного определения включений
Определение характера включений на микрошлифах представляет
собой удобный, простой и быстрый способ установления природы
включений. Подробное описание способов такого определения приве-
дено в книге А. Н. Червякова, С. А. Киселевой и А. Г. Рыльниковой [2].
Для выполнения качественного анализа природы включений на микро-
шлифах необходимо иметь микроскопы с оптикой, позволяющей вести
просмотр шлифов в темном поле и в поляризованном свете. Удобно при
этом иметь альбом фотографий включений, характеристика которых
была точно установлена не только методами металлографического
анализа на шлифах, но и с помощью химического, петрографического
и электронографического методов анализа выделенных включений.
Сопоставление примеров включений в виде микрофотографий с ис-
следуемыми объектами в большинстве случаев позволяет установить
природу включения. Однако в случае сложных включений в сложно-
легированных сталях и сплавах качественный металлографический
анализ не может дать исчерпывающего определения характера вклю-
чений при первом определении. Если же природа включений в данном
сплаве или стали установлена комплексно всеми перечисленными ме-
тодами, то образцы с определенными включениями могут служить эта-
лонами для последующего определения в аналогичных сплавах. Однако
и в этом случае должна быть проявлена осторожность и применены
комплексные методы исследования. При исследовании включений на
шлифах деформированного металла существенную помощь оказывает
определение поведения включений при деформации и исследование
химических и механических свойств включений (твердости, травимо-
сти и др.) на шлифах.
Необходимо отметить, что в настоящее время имеется еще много
включений, недостаточно изученных и не имеющих эталонов или под-
робных характеристик. Имеются также противоречивые данные о свой-
ствах и других качественных признаках некоторых включений.
При качественном металлографическом исследовании должны быть,
установлены следующие признаки':
1) форма включения при просмотре в светлом поле при больших
увеличениях;
2) изменение формы под влиянием деформации;
41
3) цвет включения в светлом поле при больших увеличениях;
4) цвет включения в темном поле и степень прозрачности вклю-
чения;
5) анизотропность или изотропность включения при просмотре в
поляризованном свете, а также цвет и прозрачность включения;
6) твердость включения;
7) действие химических реактивов на включение.
Применение приведенного комплекса простых исследований часто
дает вполне достаточные сведения о характере включений. В тех слу-
чаях, когда указанных приемов исследования оказывается недостаточно,
включения необходимо выделять и подвергать петрографическому и
электронографическому исследованию, а также микрохимическим ме-
тодам исследования.
Методы качественного анализа включений на шлифах в настоящей
книге не рассматриваются в связи с тем, что подробное их изложение
и альбом микрофотографий имеются в литературе [2].
Наиболее точные данные о характере включений может дать метод
анализа выделенных из стали включений. Способы выделения вклю-
чений и анализ их за последние годы существенно усовершенствова-
лись Однако выделение включений — очень трудоемкий процесс и
может быть применен в исследованиях, а для массовых анализов не-
пригоден. Кроме того, процесс выделения включений, достаточно хо-
рошо разработанный для низкоуглеродистых сталей и железа, оказы-
вается весьма сложным и в настоящее время еще не может считаться
достаточно разработанным для сталей и сплавов со стойкими карбидами
и с упрочняющими интерметаллидными фазами. Сложность в разработ-
ке методов выделения включений в таких сплавах связана с тем, что
при растворении металла образца в осадок выпадают вместе с вклю-
чениями карбидные и интерметаллидные фазы. Отделить эти фазы не
всегда удается, не разрушая включения, в особенности, если эти вклю-
чения не стойкие в кислотных средах. Таким образом, часть не стойких
включений разрушается в том случае, если для электролитического
растворения используют кислотные реактивы. При кислотной обработке
осадка, содержащего карбиды и интерметаллиды, часть включений,
менее стойких, также может разрушиться, а часть карбидной фазы
может остаться в осадке. Поэтому количественный химический анализ
включений не дает точного количества включений, содержащихся в
стали, а лишь некоторую часть этих включений или включения в сумме
с другими фазами. Один из недостатков этого метода анализа состоит
также в том, что при количественном химическом анализе получаются
данные по количеству элементов, содержащихся во включениях, и эти
данные пересчитываются условно на высшие или предполагаемые
окислы. При этом нельзя'установить действительного характера вклю-
чений.
Наиболее точный качественный анализ выделенных включений воз-
можен микроскопическим и петрографическим методами, дополненны-
ми электронографическим исследованием ;[2, 55].
Наблюдая в микроскоп форму, цвет, прозрачность, анизотропность,
размеры включений и показатель их преломления, можно по этим
признакам приблизительно определить принадлежность их к опреде-
ленному типу.
1 Методы выделения и количественного химического анализа включений описаны
в соответствующей литературе [1, 5, 44—48, 50, 51].
42
Исследование кристаллографической структуры на элект-ронографе
позволяет точно установить структуру выделенных включений.
Таким образом, химический метод анализа выделенных включе-
ний можно применять лишь в тех случаях, когда необходимо получить
общее содержание стойких включений в стали. Если же интересует ха-
рактер включений, то лучше пользоваться петрографическим и элек-
тронографическим методами.
При тщательном анализе основных встречающихся в стали вклю-
чений часто необходимо их изолировать, т. е. отобрать из общей пробы
включения тех видов, состав и строение которых требуется установить.
Для этого пользуются методом изоляции -отдельных включений под
микроскопом с помощью тонких стеклянных нитей, закрепленных на
штативе [52]. Отделение интересующих -видов включений может быть
выполнено также с помощью разделения их по удельному весу, по
различным ферромагнитным свойствам, растворением части включе-
ний, обладающих большей растворимостью в определенных реактивах
по -сравнению с растворимостью интересующей фазы. В этом направле-
нии в настоящее время усиленно ведутся исследования.
Обычно выделение включений выполняют электрохимическим спо-
собом в различных электролитах. Состав электролита -подбирается
таким, чтобы сохранить по возможности все включения, содержащиеся
в стали.
Следует заметить, что в последних -работах о методах выделения
и разделения включений и карбидов указывается на значительные по-
тери включений при выделении [4-8]. При разработке методов разделе-
ния включений выявилась возможность механического разделения
включений, как это изложено в интересной работе М. Ф. Лонги,нова
и др. [53].
При -проверке методов выделения обнаружились также значитель-
ные потери дисперсных включений три промывании осадка [54].
Очень полезен для изучения включений метод локального выделе-
ния включений со шлифа, разработанный сотрудниками УкрНИТИ
В. И. Шевченко и Е. Н. Алпатовым [12]. Этот метод позволяет локально
выделить именно те включения, которые были обнаружены под све-
товым микроскопом, для последующего их петрографического элек-
тронографического и капельно-химического изучения.
Метод микроспектрального анализа малых частиц, разработанный
Н. В. Королевым [13], также является очень перспективным для иссле-
дования -состава включений.
2. Методы количественного определения
загрязненности металла включениями
Включения в стали могут иметь весьма различные размеры от
дисперсных включений, неразличимых в микроскоп, до крупных вклю-
чений, видимых невооруженным глазом и имеющих иногда протяжен-
ность в несколько десятков миллиметров. Поэтому следует различать
макровключения и микровключения. К макровключениям можно отне-
сти включения размером 2 мм и более. К микровключениям наиболее
правильно отнести включения размером менее 2 мм, т. е. такие, которые
примерно умещаются в поле зрения микроскопа при увеличении по-
рядка 100 крат.
Методы определения загрязненности металла макро- и микро-
включениями различны. Степень загрязненности металла макровклю-
43
чениями определяют при осмотре шлифованных, полированных или
травленых плоских или круглых образцов. Осматривают образцы не-
вооруженным глазом или с помощью лупы с небольшим увеличением
(5—10 крат). Лучшие результаты получаются при применении магнит-
ной дефектоскопии.
Макровключения в деформированном металле образуют волосо-
вины. Описание методов оценки волосовин приведено в ряде работ'
[36—43]. Наиболее удобными критериями загрязненности деформиро-
ванного металла волосовинами являются:
а) среднее количество волосовин на определенной площади;
б) средняя суммарная протяженность всех волосовин на определенной
площади (например, на 100 мм2).
Степень загрязненности металла микровключениями можно в ос-
новном определять двумя способами:
1. Подсчетом 'объемного доли вейового процента включений иа
площади, занятой ими на шлифе.
Этот способ позволяет определить загрязненность металла как в-
деформированном, так и в литом состоянии, но является очень трудоем-
ким и потому может быть рекомендован для исследовательских работ.
2. Эталонными шкалами, позволяющими оценить баллом наиболь-
шее включение на шлифе. Этот способ может быть использован для
оценки деформированного металла при контроле качества, а также для
исследовательских работ. Критерием загрязненности плавок стали
служит средний балл, который подсчитывается как средняя арифме-
тическая из максимальных оценок (в баллах) отдельных образцов. Сред-
ний балл может быть дополнен частотной кривой распределения оценок
в баллах отдельных образцов или процентом образцов с определенными
большими баллами.
Подробное описание методов с определением их достоверности
приведено в работах автора и других [7, 24—34, 235]. Эти методы ши-
роко применялись в изложенных далее экспериментах.
3. Краткая характеристика основных видов включений
Встречающиеся в стали и сплавах включения могут быть отнесе-
ны к одному из следующих четырех основных классов включений.
I класс — кислородные включения. Включения этого класса очень
разнообразны и имеют наибольшее распространение.
II класс — сульфидные включения; встречаются в стали и сплавах
почти при всех известных методах производства.
III класс—нитридные включения; встречаются только в сталях или
сплавах, имеющих в свое'м составе элементы, образующие устойчивые
соединения с азотом.
IV класс — интерметаллидные и карбидные включения; относятся
к включениям условно, так как обычно они не случайно присутствуют
в стали как нежелательные примеси, а являются основными структур-
ными составляющими стали или сплава, определяющими требуемые
эксплуатационные свойства.
Приведенное разделение включений является в некоторой степени
схематичным, так как при исследовании образцов металла часто можно
встретить сложные включения, представляющие собой сочетание раз-
личных классов включений: например, в центре нитридного включения
часто расположены кристаллы окислов, а вокруг нитридного включе-
ния можно видеть оболочку сульфидов. Однако отнесение включений
к определенным классам вносит систематичность в исследования
44
многочисленных форм включений и облегчает их изучение. Подробная
характеристика различных включений, а также альбом фотографий
приведены в книгах Ю. Т. Лукашевич-Дувановой, А. Н. Червякова,
Ю. А. Клячко и других работах [1—11, 14, 15]. В связи с этим в данной
книге будет приведен только краткий перечень наиболее часто встре-
чающихся включений.
Кислородные включения (I класс)
Кислород присутствует в металлах и сплавах в виде твердого рас-
твора или в виде кислородных соединений. Количество кислорода, нахо-
дящегося в твердом растворе, стали, невелико вследствие большого
сродства кислорода к металлическим составляющим стали и сплавов.
Количество связанного кислорода в твердой стали и сплавах обыч-
но значительно' превышает количество растворенного кислорода. Ки-
слородные соединения, встречающиеся в промышленных сталях и
сплавах, очень разнообразны, так как кислород образует много раз-
личных простых и сложных соединений с большинством элементов,
входящих в состав стали или сплава, а также с примесями в этих ста-
лях или сплавах.
Среди многочисленных кислородных соединений различают четыре
вида:
1) простые окислы; 2) сложные окислы; 3) силикаты и алюмосили-
каты (кристаллические); 4) стекла.
Выделение стекол в отдельную группу необходимо в связи с их спе-
цифическими свойствами и особенностями поведения в металле.
ПРОСТЫЕ ОКИСЛЫ
Включения часто встречаются в промышленных плавках стали и
сплавов в виде глинозема и кварца. Включения других простых окислов
самостоятельно встречаются значительно реже; обычно они* входят в
состав более сложных соединений.
В производственных плавках стали встречаются следующие простые
окислы.
Окись алюминия (А120з) — корунд встречается в большинстве ста-
лей и сплавов. Включения образуются в результате раскисления алюми-
нием или попадают в металл из огнеупоров. На шлифах включения име-
ют вид мелких кристаллов темно-серого цвета, иногда ;в виде правиль-
ных шестиугольников, чаще в виде кристаллов неправильной формы.
Включения прозрачны, анизотропны и не меняют формы при деформа-
ции металла.
Двуокись кремния (SiO2) —кварц, тридимит, кристобалит встречает-
ся в большинстве сталей и сплавов в небольшом количестве главным об-
разом в виде кварца. На шлифах включения кварца имеют вид темно-
серых обломков, обычно расположенных внутри силиката или стекла.
Источником включений кварца являются огнеупоры. Включения
прозрачны, анизотропны и не меняют формы при деформации. Кристо-
балит встречается редко, обычно в кислых сталях (8].
Закись и окись железа (FeO и Ре2Оъ). В чистом виде закись железа
и окись железа в обычных плавках стали встречаются редко. Обычно
они образуют силикат железа или твердый раствор FeO • MnO. С наи-
меньшим содержанием примесей окись железа встречается в техниче-
ски чистом Железе или в кипящей стали, а также в слое окалины. На
45
шлифах включения имеют вид непрозрачных глобулей серого цвета, при
деформации вытягиваются мало.
Окись хрома (Сг2О3) встречается в безуглеродистом хроме и сталях
с высоким содержанием хрома. На шлифах включения имеют вид тре-'
угольников, шестиугольников и кристаллов неправильной формы серого
цвета. Включения непрозрачны и не изменяют формы при деформации.
При выделении из феррохрома или безуглеродистого хрома имеют вид
черных дендритов (гребешки) с зеленоватым оттенком.
Двуокись титана (TiO2) —рутил встречается в сталях и сплавах с*
титаном и в ферротитане. На шлифах имеют форму прямоугольников
или палочек серого цвета. Включения непрозрачны и анизотропны. Де-
формация не изменяет формы включений. Обычно встречается с при-
месью окислов железа, кремния и алюминия.
Двуокись циркония (ZrO2) — бадделеит встречается в сталях, рас-
кисленных цирконием или выплавленных с применением огнеупоров, со-
держащих двуокись циркония. Включения на шлифах имеют вид квад-
ратов, треугольников или кристаллов неправильной формы светло-серого-
цвета. При деформации включения формы не меняют.
В чистых металлах и в сплавах сложного состава могут встречаться
и другие простые окислы, не приведенные в данном перечне (окислы
вольфрама, молибдена, ниобия и др.).
СЛОЖНЫЕ ОКИСЛЫ
В промышленных плавках стали сложные окислы встречаются час-
то, особенно в легированных сталях и в сплавах, выплавленных с при-
менением комплексных или сильных раскислителей. К часто встречаю-
щимся сложным кристаллическим окислам могут быть отнесены сле-
дующие.
Закись железа и марганца (FeO — МпО). Включения встречаются
главным образом в кипящих сталях, раскисленных марганцем. На шли-
фах имеют вид кристаллов неправильной формы. Цвет серый с фиолето-
вым оттенком. При высоком содержании МпО прозрачны.
Хромиты (FeO • Сг2О3). Включения встречаются в хромистых сталях
и сплавах, чаще в пробах, отобранных в окислительный период плавки,
а также в феррохроме. На шлифах имеют вид угловатых кристаллов-
(прямоугольники, треугольники и др.). Цвет включений светло-серый,
непрозрачны и в темном поле имеют красный оттенок.
Ванадиты (FeO • V2O3) • Включения встречаются в сталях и сплавах,
содержащих ванадий. На шлифах имеют вид прямоугольников или уг-
ловатых кристаллов. Цвет светло-серый с розоватым оттенком, замет-
ным по краям при диафрагмировании.
Ильменит (FeO-Т102). Включения встречаются в сталях и сплавах,,
содержащих титан. На шлифах включения имеют вид непрозрачных
кристаллов неправильной формы, темно-серого цвета с фиолетовым от-
тенком.
Железная шпинель (FeO • А12О3)—герцинит. Включения встречают-
ся в низкоуглеродистых сталях, не содержащих кремния и раскисленных
алюминием. На шлифах имеют вид кристаллов правильной кубической
формы. Цвет темно-серый. В проходящем свете прозрачны серо-зеленого
цвета. Включения при деформации формы не меняют.
Магнезиальная шпинель (MgO-Al2O3). Включения встречаются в
сталях и сплавах, выплавленных в основных печах с магнезитовой футе-
ровкой и раскисленных алюминием. На шлифах имеют вид кристаллов
46
правильной формы (ромбы, треугольники, квадраты) темно-серого цве-
та. В темном поле прозрачны. При деформации формы не меняют.
Алюминат кальция (СаО‘А12Оз). Включения встречаются в сталях,
раскисленных кальцием. На шлифах имеют вид серых кристаллов окта-
эдрической или неправильной формы. В темном поле прозрачны. При
деформировании формы не меняют.
Встречаются в сталях и сплавах и другие сложные шпинели с раз-
личными сочетаниями компонентов.
КРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ СИЛИКАТЫ И АЛЮМОСИЛИКАТЫ
Включения встречаются в самых различных сталях. Распространен-
ность этих включений вызвана широким применением кремния и алю-
миния как раскислителей, а также тем, что кварц и корунд являются
составными частями огнеупорных материалов.
Кратко перечислим часто встречающиеся в сталях и сплавах сили-
каты и алюмосиликаты.
Силикат железа (2FeO-SiO2)—файялит. Встречается в малорас-
кисленных сталях. На шлифах имеет вид кристаллов темно-серого цвета.
В темном поле включения мало прозрачны. При кристаллизации избыт-
ка FeO образуются глобулярные включения с внутренним эвтектическим
строением (светлые включения на более темном фоне). Светлые части-
цы почти не прозрачны и содержат много FeO. Основная масса силиката
может быть пластичной (если он в виде стекла), а кристаллическая фор-
ма не деформируется.
Силикат марганца (2МпО • SiO2) —тефроит. Встречается в сталях,
раскисленных марганцем или мало раскисленных кремнием. В кристал-
лической форме встречается редко, чаще является изоморфной примесью
файялита. На шлифах включения имеют темно-коричневый цвет, при бо-
лее значительных содержаниях SiO2 (в виде стекла) прозрачны. Мета-
силикат марганца (МпО-ЗЮг) также встречается главным образом
в стекле. Может содержать значительное количество FeO.
Силикат кальция (тСаО • nSiO2). Включения встречаются в сталях,
раскисленных кальцием или силикокальцием. Включения имеют на
шлифе вид темно-серых глобулей, не изменяющих формы при горячей
деформации. Изотропны.
Силикат циркония (mZrO2- nSiO2). Включения встречаются в ста-
лях, раскисленных цирконием или выплавленных с применением циркю-,
новых огнеупоров. На шлифах имеют вид кристаллов неправильной
формы, иногда располагаются внутри глобулей. Включения непластич-
ны. Цвет на шлифе серый с более темными или более светлыми состав-
ляющими, прозрачны, иногда при наличии значительного количества
темных зерен малопрозрачны.
Сложные силикаты железа и марганца (nFeO • mMnO • pSiO2).
Включения чаще всего имеют вид стекол с закристаллизовавшимися ро-
зетками. Включения в виде стекол пластичны и часто встречаются в ста-
лях, не раскислявшихся алюминием, и в сталях с высоким содержанием
марганца. Цвет включений серый с коричневым оттенком, розетки более
темные, включения прозрачны или малопрозрачны.
Муллит (ЗА12О3 • 2SiO2). Включения встречаются в различных ста-
лях, по-видимому, как продукт разрушения огнеупоров или, реже, как
продукт раскисления кремнием и алюминием. На шлифах включения
имеют вид кристаллов неправильной формы или стекловидных включе-
ний с внутренним иглообразным строением. Цвет темно-серый, включе-
ния прозрачны. При горячей деформации непластичны.
4т
Силлиманит (Al2O2 • SiO2). Имеет те же признаки, что и муллит,
отличается более высоким показателем преломления.
В стали и сплавах могут встречаться также и другие, в том числе
более сложные силикаты. Определение их точного состава лучше всего
может быть выполнено после их отделения от основной массы включе-
ний (после электролитического растворения металла в осадке).
СТЕКЛА
Характеристика стекол очень трудна вследствие многообразия со-
става стекол, встречающихся в стали и сплавах. Наличие в металле сте-
кол часто недооценивается исследователями, занимающимися включе-
ниями. Основное внимание обычно обращено на кристаллические окис-
лы, определение состава которых легче вследствие того, что структура
включения может быть определена рентгеноструктурным способом. Оп-
ределение же состава стекол весьма затруднительно, так как при этом
приходится довольствоваться показателями преломления и внешними
признаками (прозрачность, цвети т. д.).
Как показали работы автора, значение стекол в процессе выплавки
стали очень велико, так как стекла оказывают весьма существенное
влияние на свойства. Представляют интерес условия образования стекол
и условия их расстекловывания (кристаллизации).
Обычные стекла, встречающиеся в сталях, являются силикатными,
т. е. содержат кремнезем. Не исключается возможность образования в
отдельных особых случаях стекол из других окислов.
Роль А12О3 в стеклообразовании такова: чистая А12О3 не можете
быть получена в стекловидном состоянии, так как координационное чис-
ло А1 в А12О3 равно шести. А для образования стекла необходимо, чтобы
координационное число не превышало четырех. Однако в тех случаях,
когда А1, замещая Si, оказывается в четвертой координации, он стано-
вится также стеклообразователем. При этом отношение Al : Si не должно
превышать 0,33, ибо в противном случае нельзя было бы построить ре-
шетки SiO2 без А1. В. Т. Славянский [150] указывает, что вязкость сте-
кол понижается с повышением температуры особенно резко у оптиче-
ских свинцовых стекол (PbO-SiO2). По данным А. А. Аппена [151],
окиси цинка и свинца придают стеклам ценные свойства, которые не
могут быть достигнуты с помощью других компонентов.
Исследования Э. Т. Туркдогана и В. Р. Мездокса [74] показали, что
шлаки с высоким содержанием SiO2 или Р2О3 при охлаждении имели
склонность становиться стекловидными. Прибавление окиси свинца к
пятиокиси фосфора резко повышает плотность стекла [152]. Различные
добавки к силикатным стеклам могут изменять коэффициент расшире-
ния стекол, как это показано в табл. 11.
Таблица И
ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ. ДОБАВОК. НА КОЭФФИЦИЕНТ РАСШИРЕНИЯ СТЕКОЛ [75.3]
Тип стекол по природе компонента МеО а20—400° '°’
ИСХОДНО- ГО стекла производных стекол прн замене 10% (мол.) SiO2 на
В2О3 А1гО3 ZrO2 SnO2 TiO2
Кальциевые 112,3 107,1 105,6 101,9 103,0 112,8
Бариевые 126,0 — 113,3 110,6 113,2 124,0
48
Следовательно, замена SiO2 любым из приведенных компонентов (кро-
ме ТЮ2) уменьшает коэффициент расширения.
В работе А. А. Аппена [154] указано, что при введении борного ан-
гидрида в свинцово-силикатные стекла обычно очень сильно понижается
показатель их преломления и плотность.
В другой работе А. А. Аппена [155] показано, что при замене SiO2
на А12О3 свойства стекол меняются во всех случаях в одном направле-
нии, а именно: показатель преломления, молярный объем и средняя
дисперсия возрастают, а коэффициент расширения уменьшается, причем
окись алюминия снижает коэффициент расширения стекол сильнее, чем
другие компоненты. Исследование поведения окиси алюминия в сили-
катных стеклах показывает, что она играет роль кислотного компонента.
Значения показателей преломления стекол различного состава при-
ведены ниже.
Состав стекла (в молях) Показатель
преломления
ВаОА12О3-2 SiO2..................... 1,590
СаОА12О3-2 SiO2..................... 1,575
MgO Al2O3 2 SiO2 ................... 1,565
А12О3 -3 SiO2....................... 1,523
П, П. Будников и др. [156], рассматривая глазури различного со-
става, указывают, что окислы калия, натрия и лития придают глазурям
легкоплавкость, а окись кальция — прочность. Свинцовые окислы, вве-
денные в состав глазури, понижают температуру плавления глазурей,
сообщают им блеск и хорошую кроющую способность, но понижают хи-
мическую стойкость, особенно против кислот.
По данным В. Эйтеля [157], в системе РЬО — SiO2 установлено су-
ществование четырех соединений: ЗРЬО • SiO2; 2РЬО • SiO2; ЗРЬО • 2SiO2
и РЬО • SiO2. Из них ортосиликат 2РЬО • SiO2 плавится при 746° С и
испытывает полиморфное превращение при 620° С. Температура плав-
ления метасиликата PbO-SiO2 765° С.
При содержании в глазурях окиси кальция более 18% происходит
расстекловывание (кристаллизация) глазури. Образование шпинелей
происходит при 1700—1800° С, но при В2О3 около 2% (вес.) температура
понижается до 1250—1300° С. Для легкоплавких надглазурных красок
применяют различные окислы со значительным количеством РЬО • SiO2
и некоторые — бора.
Практически часто встречаются в металле следующие стекла.
Кварцевое стекло (SiO2) встречается в различных сталях, раскис-
ленных кремнием.. В значительных количествах присутствует в кис-
лой стали, для которой является основным типом включений. Фор-
ма включений глобулярная. Глобули прозрачны, изотропны и имеют
показатель преломления 1,456. Следует отметить характерную особен-
ность различных модификаций кристаллического и стекловидного крем-
незема. Эти формы кремнезема имеют существенно различные кривые
расширения, как это показано на рис. 21.
Силикатные стекла с примесью окислов алюминия, железа, марган-
ца, хрома, молибдена и других окислов. При высоком содержании крем-
незема включения не деформируются, а сохраняют глобулярную форму.
При высоком содержании кремнезема или при образовании алюмоси-
ликатных стекол они сохраняют прозрачность. При значительном содер-
жании упомянутых примесей становятся менее прозрачными и приобре-
тают оттенки собственных цветов. Алюмосиликатные стекла встречаются
во всех сталях, раскисленных алюминием и изготовленных с примене-
нием алюмосиликатных огнеупоров. Силикатное стекло с высоким содер-
4 М. И. Виноград 49
жанием окислов железа или (особенно) марганца имеет высокую пла-
стичность при горячей деформации и вытягивается в направлении дефор-
мации, прозрачность небольшая, собственный цвет красноватый. Стекло
с высоким содержанием окислов хрома зеленоватого цвета и почти не-
прозрачно. Стекла с высоким содержанием марганца [встречаются в ста-
лях, раскисленных марганцем.
Силикатные стекла сложного строения. Часто в сталях встреча-
ются включения неоднородного строения. Кристаллические окислы как
бы вкраплены в стекловидную массу. Иногда кристаллические включе-
ния в виде группы кристаллов заключены в общую стекловидную обо-
лочку. При горячей деформации такие включения ведут себя по-разному
в зависимости от свойств стекол и расположенных в них кристаллов.
Обычно глобулярные включения стекол с включенными в них кристал-
лическими окислами вытягиваются при деформации («полупластичный
силикат»). При холодной деформации стекла могут частично разрушать-
ся. При этом кристаллические окислы, находящиеся внутри глобулей
стекла, не меняют формы, а распределяются вдоль деформации, оста-
ваясь окруженными стеклом.
Если стекловидная оболочка образовалась вокруг глобулярного не-
деформирующегося включения, после деформации металла образуются
вытянутые «чечевицы», острые окончания которых представляют собой
стекловидную оболочку, подвергшуюся деформации.
Стекла в виде пленок. Кроме указанных выше случаев образования
стекол, тонкие стекловидные пленки могут образовываться на гранях,
растущих из жидкой фазы кристаллов, в междуосных участках и на по-
верхностях кристаллических окислов, особенно в том случае, если онй
образуются на основе фаз, выделяющихся из жидкой стали при охлаж-
дении или при кристаллизации стали.
Сульфидные включения (II класс)
Сера в жидкой стали растворима. В твердой стали растворимость
серы мала, поэтому при кристаллизации стали жидкий металл в между-
осных участках растущих дендритов значительно обогащается серой.
В этих участках происходит кристаллизация сульфидных включений, ча-
сто на имеющихся в стали твердых кристаллах окислов.
В сталях и сплавах встречаются следующие сульфидные включения.
Сульфид железа(РеЗ). Включения встречаются в сталях, не содер-
жащих марганца, кремния и алюминия. На шлифах литого металла
включения имеют вид глобулей или в виде сетки располагаются на гра-
ницах кристаллов; при высоком содержании серы образуется эвтектика.
Цвет включений светло-серый с желтоватым оттенком, они непрозрачны.
При обработке давлением включения вытягиваются по направлению де-
формации. Обычно встречается FeS с примесью MnS.
Сульфид марганца (MnS). Включения с небольшой примесью FeS
встречаются во всех сплавах и сталях, содержащих серу и марганец.
На шлифе включения имеют вид голубовато-серых непрозрачных куби-
ческих или округлых кристаллов. Часто кристаллизуются на окислах,
нитридах или стеклах. При обработке давлением вытягиваются по на-
правлению деформации.
Сульфид железа и марганца (FeS — MnS). Наиболее часто встречаю-
щееся в стали сульфидное включение. На шлифах литого металла имеет
вид округлых или угловатых включений серо-голубого (до светло-серо-
го) цвета. Включения непрозрачны. При обработке давлением включе-
ния вытягиваются по направлению деформации, принимая веретенооб-
50
разную форму. Часто включения обволакивают оксидные или нитридные
кристаллы. В специальных сплавах и сталях сложного состава могут
встречаться также и другие, в том числе более сложные сульфиды (суль-
фиды кальция, никеля, алюминия, титана и др.).
Оксисульфиды. Иногда в сталях можно встретить включения, имею-
щие сложную структуру, состоящую из кристаллов окислов и из кри-
сталлов сульфидов. Такие смешанные включения называют оксисуль-
фидами. По данным Ю. Т. Лукашевич-Дувановой, в сложных окислах
может быть растворено и некоторое количество серы. Такие окислы
также могут быть отнесёны к оксисульфидам [20]. В стали встречаются
также сложные включения сульфостекол, представляющие собой стекла,
в которых растворена сера.
Нитридные включения (III класс)
Азот растворим в твердом и жидком железе, сталях и сплавах в не-
больших количествах. Азот в твердом железе, стали или сплавах может
находиться в твердом растворе и в виде нитридов.
В промышленных плавках стали и сплавов встречаются следующие
включения нитридов.
Нитрид титана (TIN). Всегда встречается в сталях и сплавах, со-
держащих титан. На шлифах имеет вид золотисто-розовых кристаллов
октаэдрической формы. Включения непрозрачны, обладают металличе-
ским блеском. При деформации формы не изменяют. Часто нитриды
титана кристаллизуются на кристаллических окислах. В сталях и спла-
вах, содержащих наряду с титаном углерод, образуются карбонитриды
титана. Карбонитриды отличаются от нитридов титана более округлой
формой и цветом; они имеют розовато-белый цвет и на шлифах видны
как выпуклые частицы значительно более твердые, чем основной металл.
Возле нитридов титана часто можно видеть сульфидные включения.
Нитрид циркония (ZrN). Включения встречаются в сталях и спла-
вах, раскисленных или легированных цирконием. На шлифах имеют вид
лимонно-желтых кристаллов октаэдрической формы. Включения непро-
зрачны. При деформации включения не изменяют формы. Нитриды цир-
кония иногда кристаллизуются на окислах.
Нитрид алюминия (AIN). Включения встречаются в сталях и спла-
вах, легированных алюминием, а также при раскислении алюминием
[22, 23]. На шлифах включения имеют вид мелких кристаллов непра-
вильной, иногда округлой формы, часто в виде палочек. Цвет включений
на шлифах розовато-серый; включения непрозрачны или слегка про-
зрачны. При деформации включения формы не изменяют. Образование
кристаллов нитрида алюминия может происходить и при контакте с
азотом твердого металла при условии высокого содержания алюминия в
стали и интенсивной диффузии азота в металл.
Нитрид ниобия (NbN). Встречается в сталях и сплавах, содержа-
щих ниобий. На шлифах имеет вид серовато-желтых прямоугольных
кристаллов. Включения непрозрачны и не изменяют формы при дефор-
мации.
Нитрид хрома (CrN). Образуется при температурах ниже 900° С и
представляет собой иглообразные кристаллы. Включения темно-серого
цвета, непрозрачны.
Нитрид железа (Fe2N). Образуется при температурах ниже 700° С
и представляет собой иглообразные кристаллы. Включения темно-серого
цвета, непрозрачные.
4* 5J
При рассмотрении нитридов следует учитывать, что наличие в стали
или сплаве углерода приводит к образованию наряду с нитридами кар-
бонитридов, представляющих собой сложные твердые растворы карби-
дов и нитридов. Состав карбонитридов может быть сложным, наиболее
изучены карбонитриды титана [6]. Включения на шлифах имеют форму
кристаллов с закругленными гранями, непрозрачны. Цвет включений
светло-розовый или беловатый.
Карбиды и интерметаллиды (IV класс)
В сталях и сплавах,- легированных элементами, образующими ин-
терметаллидные фазы, или имеющих в составе значительные количества
углерода можно наблюдать на нетравленых шлифах выпуклые (обычно
блестящие) частицы, представляющие собой карбиды (TiC, NbC, WC
и др.) или интерметаллиды (FeCr, Ni3Al, Ni3Ti, Fe2W и др.). Высокая
твердость карбидов и интерметаллидов приводит к тому, что при дли-
тельной полировке шлифа очертания этих включений становятся очень
четкими. Они хорошо видны на нетравленых шлифах при рассматрива-
нии с небольшими смещениями фокуса. В темном поле карбиды и ин-
терметаллиды выглядят черными, так как они непрозрачны. Форма
включений округлая или эвтектическая и они располагаются резко вы-
раженными ликвационными полосками (в деформированном металле).
Горячая механическая o6pa6gTKa приводит к строчечному расположе-
нию включений и к некоторой коагуляции вследствие высокотемпера-
турного нагрева.
Приведенные особенности (коагуляция при нагреве, высокая твер-
дость, непрозрачность и др.) позволяют отличать карбиды и интерме-
таллиды от включений. Одним из способов установления природы этих
включений может служить применение высокотемпературного нагрева
шлифа (вплоть до 1400° С). Растворение включений или их коагуляция
при таком нагреве, а также выпадение их в виде эвтектики свидетель-
ствуют о карбидном или интерметаллидном происхождении включений.
В настоящей книге рассматриваются кислородные, сульфидные и
нитридные включения: карбидные или интерметаллидные включения не
рассматриваются. Большое разнообразие включений по составу, форме,
размерам требует проведения дальнейших работ по изучению сложных
включений с привлечением новых методов исследования главным обра-
зом локальных (микрорентгеноспектрального и микроспектрального,
электронномикроскопического с микродифракцией и др.).
Особенно мало изучены включения в легированных и высоколегиро-
ванных сталях отчасти вследствие больших затруднений с их выделе-
нием.
За последнее время широкое распространение приобрели раскис-
лители и модификаторы из группы щелочноземельных и редкоземельных
элементов и другие легирующие элементы, ранее не применявшиеся в
металлургии. Окислы, сульфиды и нитриды этих элементов еще мало
изучены, и изучение соединений бора, церия, циркония, бария, кальция,
цезия, бериллия и других с кислородом, азотом и серой является наи-
более актуальной задачей в настоящее время.
ГЛАВА 4
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА
НИЗКО- И СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ
Исследования включений в низко- и среднеуглеродистых сталях
проводили наиболее широко, так как стали этих марок имеют наи-
большее распространение, и извлечение включений из образцов стали
представляет меньше затруднений, чем извлечение включений из об-
разцов высокоуглеродистых или легированных сталей.
Типичными включениями в низкоуглеродистых сталях, не раскис-
ленных кремнием (со следами кремния), являются включения окислов
железа или железа с марганцем, если последний присутствует в стали.
Обычно встречаются также в небольшом количестве силикатные стекла
и значительное количество сульфидов железа и марганца. При введе-
нии в металл кремния большинство кислородных включений становятся
стекловидными. В стекловидные включения часто входят частицы кри-
сталлических окислов или силикатов. При введении алюминия в сталь,
не содержащую кремния и кремнезема, основным видом вклю-
чений оказывается глинозем и шпинели железа, магния и других
окислов.
При введении алюминия в сталь, раскисленную кремнием, обра-
зуется глинозем и алюмосиликатные включения. Характер типичных
включений определяется составом футеровки плавильного агрегата
(кислая, основная и др.), шлаком, а также присаживаемыми раскис-
лителями.
В данной главе изложены наиболее интересные материалы по вы-
плавке основной стали и небольшое количество данных по кислой
стали.
Много работ было проведено по исследованию влияния раскисле-
ния алюминием на качество низкоуглеродистой стали, применяемой
для изготовления листов. В проведенных работах [23, 172, 173] отме-
чается, что раскисление алюминием понижает пластичность низкоуг-
леродистой стали при высоких температурах, причем это ухудшение
наблюдается больше при введении алюминия в печь или в ковш и
меньше — при введении алюминия в изложницы при разливке.
П. Ф. Засуха и М. И. Цеханский [174] проверяли качество жести
из кипящей и спокойной стали. Кипящую сталь раскисляли только
марганцем, а спокойную — доменным ферросилицием и ферромарган-
цем в печи, 45%-ным ферросилицием и алюминием на желобе.
В результате исследования сделаны следующие выводы:
1) кипящая сталь легче сваривается; при прокатке она имела
7,2% брака по сварке, а спокойная 0,7%;
2) кипящая сталь имеет более высокие пластические свойства;
53
3) кипящая сталь обладает лучшей штампуемостью. Брак по раз-
рывам при штамповке консервных банок из кипящей стали составлял
1,2—3,5%, а при штамповке из спокойной стали 2,8—6,2%. В более
жестких условиях штамповки кипящая сталь значительно лучше;
4) кипящая сталь имеет лучшую коррозионную стойкость.
Работа, проведенная А. И. Зотьевым [175], по исследованию влия-
ния алюминия на свойства стали для холодной высадки показала, что
сталь с содержанием кремния в пределах 0,17—0,37% можно приме-
нять для холодной высадки только при небольших степенях деформа-
ции (до 70%). Для более высокой степени деформации следует
применять бескремнистую кипящую сталь, раскисляя ее алюминием.
Сталь, раскисленная алюминием, имеет высокие пластические свойст-
ва и удовлетворяет требованиям процесса холодной высадки и на-
катки. Однако недостаточное раскисление, если оно проводилось при
низких температурах, ведет к резкому повышению брака при холодной
высадке. Применение чрезмерно большого количества алюминия для
раскисления стали приводит к получению «перераскисленной стали»,
также обладающей пониженной пластичностью.
Гудремон и Шрадер [176] исследовали влияние алюминия на сталь
с 0,15% С. Они вводили в сталь от 0,1 до 2,5% А1 и установили, что
при введении 0,1% А1 повышаются пластические свойства, а при бо-
лее высоком содержании они значительно понижаются. В стали был
ими обнаружен нитрид алюминия.
М. Я- Меджибожский [177] провел работу по изучению изменения
характера и количества включений по ходу плавки мартеновской стали.
В работе установлено, что при активном кипении ванны с ростом актив-
ности выгорания углерода избыток кислорода в металле уменьшается.
Состав шихты и качество скрапа при плавке углеродистой стали не ока-
зывают влияния на количество и состав силикатных включений по окон-
чании расплавления. Присадка руды и ферромаганца увеличивает содер-
жание окисных включений, однако в течение 20 мин. активного безрудно-
го кипа эти включения удаляются из металла.
При предварительном раскислении рельсовой стали марганцем
и кремнием набюдается относительно небольшое по сравнению с низко-
углеродистым металлом увеличение количества силикатных включе-
ний. Предварительное раскисление
нию более чистого от включений
ферромарганцем и ферросилицием,
цем средне- и высокоуглеродистых
ется.
Н. П. Жетвиным и др. [178] была предложена автоматная сталь
А12-А, обладающая улучшенными свойствами и отличающаяся от
обычно применяемой стали пониженным содержанием кремния (не бо-
лее 0,03%). Для раскисления этой стали применяли алюминий. Сталь
обладает повышенной пластичностью.
А. И. Кошик и В. К. Барзий [179] провели подробное исследование
неметаллических включений в 9-т и 14-т слитках стали 08кп. Они уста-
новили, что в слитках встречаются сульфидные, закисно-сульфидные,
силикатные и оксидные (богатые закисью марганца) включения. Ис-
следование распределения включений показало, что крупные силикат-
ные включения располагаются в основном в нижней части слитка, а
мелкие — в корковой зоне.
Включения с высоким содержанием закиси марганца в 14-т слитке
располагаются главным образом в верхней и нижней частях, а в 9-т
слитке — в основном в зоне сотовых пузырей. Для 9-т слитка такое рас-
54
силикомарганцем ведет к получе-
металла, чем при раскислении
При раскислении силикомарган-
сталей его преимущество снижа-
положение включений авторы объясняют недостаточным кипением ме-
талла в изложницах .
Сернистые включения располагаются в основном по границам
зерен вблизи газовых пузырей в верхней части слитка. В слитке с не-
достаточным кипением металла в изложнице эти включения обнару-
живаются в зоне вторичных пузырей.
Исследования также показали, как указывают авторы, что наибо-
лее загрязнен силикатными включениями металл плавок, проведенных
с низкими скоростями выгорания углерода, с длительной доводкой,
вялым кипением стали в изложнице и другими технологическими осо-
бенностями, ослабляющими дегазацию металла.
Некоторые исследователи связывают понижение пластичности прщ
высоких и обычных температурах испытания, особенно в литых сталях,
с образованием межкристаллитных неметаллических выделений, состо-
ящих из нитрида алюминия [195, 196]. Лориг и Эльси [196] показали, что
прослойки растворяются частично при 1150° С и полностью при 1260° С.
Поэтому влияние нитрида алюминия на свойства ограничивается, по-
видимому, сравнительно невысокими температурами.
К- Борн и В. Кох [180] изучали влияние алюминия на свойства низ-
коуглеродистых нелегированных сталей. Исследование было предпри-
нято для того, чтобы проанализировать механизм влияния раскисления
алюминием на получение стали, не склонной к росту зерна, и установить,
являются ли нитриды алюминия, а не глинозем основной причиной полу-
чения мелкозернистой стали. Опыты с 12-кг слитками не дали четких ре-
зультатов. Вторая серия опытов, выполненных авторами на металле из
5-т дуговой печи, не показала закономерных результатов, хотя зерно
было крупнее в случае, когда алюминий не вводили в сталь или его
вводили меньше. При исследовании 90-т мартеновской плавки сталь
сливали в два ковша. В ковш А был присажен 75%-ный ферросилиций
в количестве, необходимом для получения в металле 0,2% Si, а в ковш Б,
кроме этого, еще 1 кг{т А1. Исследование показало в ковше А малое коли-
чество глинозема, а в ковше Б — большое, хотя общее содержание вклю-
чений в ковше Б оказалось меньше. Металл ковша А имел зерно балла
1—3; металл ковша Б имел зерно балла 7—8. Содержание азота в нит-
ридах составляло для ковша А 0,0005%, а для ковша Б 0,0035%. Авторы
делают вывод, что нитриды алюминия — причина мелкого зерна в ста-
ли. Они указывают, что выше 1000° С нитриды алюминия растворимы в
стали и поэтому выше 1000°С зерно начинает расти.
Г. А. Клемешев [181] нашел, что повышенное содержание кислорода
понижает пластичность трубной стали (ударную вязкость и относитель-
ное сужение). Выплавка стали с присадкой ферротитана в небольших
количествах улучшает качество стали.
В. Е. Соколов и др. [182] установили, что существенное влияние на
удаление включений из низкоуглеродистой стали оказывает выдержка
ее в ковше.
Швойка [183] нашел, что раскисление низкоуглеродистой стали с
низким содержанием кремния для производства труб следует произво-
дить алюминием.
При обработке данных текущего контроля на одном из заводов [184]
были определены некоторые факторы технологического процесса, оказы-
вающие влияние на получение стали высокой пластичности для весьма
глубокой вытяжки (08кп, ВГВ). Установлено, что существует некоторая
связь между содержанием серы и марганца и способностью стали к
глубокой вытяжке. На этой основе рекомендовано содержание марганца
в пределах 0,3—0,4% и < 0,025% S. Содержание углерода по расплавле-
55
нии не должно быть ниже 0,50%. Это подтверждается следующими дан-
ными:
Содержание углерода по расплав- Число партий листа
ленин, % ВГВ, %
0,39—0,49 90,0
0,50—0,59 98,5
0,60—0,69 99,0
0,70—1,30 98,0
Показано, что для получения высокого процента стали для глубокой
вытяжки скорость обезуглероживания в период чистого кипения должна
быть не ниже 0,14% С/час, а в последние 45 мин. чистого кипения
>0,05% С/час.
Изучение шлакового режима показало, что лучшие результаты полу-
чаются, если основность шлака повышается к выпуску, а не убывает;
это подтверждается следующими цифрами:
Число партий
листа ВГВ, %
Шлак с убывающей или постоянной осногностью 68,5
Шлак с основностью, возрастающей от расплавле-
ния к выпуску........................... 80,5
Содержание кремнезема в шлаке должно быть невысоким. При рас-
кислении следует применять ферромарганец с содержанием кремния ни-
же 1%. В ковш вводится алюминий в количестве 175—200 г/т.
Е. Плеккингер и А. Рандак [185] исследовали раскисление высокоуг-
леродистой мартеновской стали ферросилицием, алюминием и силико-
кальцием. Раскисление проводилось в ковше в одном случае ферросили-
цием и затем алюминием (0,4—0,8 кг!т), в другом случае — силикокаль-
цием. Изучалось изменение общего количества кислорода и кислорода в
виде включений. При раскислении ферросилицием и алюминием содер-
жание кислорода в ковше в течение 10 мин. снижается с 0,015 до 0,004%.
Состав включений меняется после раскисления в сторону увеличения
кремнезема, а затем в сторону увеличения содержания глинозема
(рис. 22). Количество включений составляет 0,010%. При раскислении
силикокальцием содержание кислорода снижается с 0,018 до 0,008%,
причем равновесие устанавливается примерно через 10 мин. Состав
включений меняется после выпуска и раскисления в сторону увеличения
содержания SiOa и СаО, а затем немного в сторону увеличения глино-
зема (рис. 23).
С. А. Мюллер и Е. Плеккингер [186] исследовали неметаллические
включения, выделенные из томасовской, основной мартеновской и ос-
новной электропечной стали. Они установили, что в конце кипа сталь
содержит мало включений. По мнению авторов, силикаты, несмотря на
свою величину, удаляются хуже, чем мелкие включения глинозема. Ав-
торы объясняют это тем, что силикатные включения имеют малое поверх-
ностное натяжение и создают системы с хорошей смачиваемостью, что
способствует образованию эмульсий.
М. П. Сидельковский, А. П. Тарасова и О. В. Долиненко [187] в ра-
боте по устранению осевого пережога слитков рельсовой стали устано-
вили, что зона осевого пережога, расположенная в конце зоны транскри-
сталлов, оказывается в сильной степени обогащенной кислородом и азо-
том. Эта зона имеет повышенную травимость, если в ней содержится
9,63 • 10-4 кислорода и нормальную травимость, если в ней содержится
2,17 • 10~4 кислорода.
Р. Розеггер исследовал влияние раскисления алюминием на выде-
ление продуктов раскисления [188] и делает вывод, что присадка до
56
FeO+MnO
Рис. 22. Изменение состава включений высокоуглеродистой мар-
теновской стали при раскислении в ковше кремнием и алюмини-
ем [185]
FeO+MnO
Рис. 23. Изменение состава включений при раскислении в ковше
силикокальцием [185]
57
6,5 кг/т алюминия в ковш повышает чистоту стали. Присадка кремния
дает более грязную сталь. Однако автор считает, что хотя применение
больших присадок алюминия повышает чистоту стали, превышение опре-
деленного оптимального количества алюминия может привести к ухудше-
нию механических свойств. Автор также считает, что всплывание вклю-
чений в значительной мере определяется поверхностным натяжением на
границе металл — включение и вследствие этого всплывание эмульсий
силикатных включений, имеющих малое поверхностное натяжение, очень
затруднено. Это затруднение связано с образованием на межфазовой по-
верхности кремнекислородных анионов, движение которых затруднено
влиянием электростатических сил.
В работе А. П. Чекмарева и др. [173] показано, что раскисление бес-
семеровской рельсовой стали малыми дозами алюминия (до 450 г/т) по-
вышает пластичность этой стали при температуре прокатки. Дальнейшее
повышение количества присаживаемого алюминия снижает свойства
пластичности.
В той же работе показано, что повышение количества алюминия,
присаживаемого в основную мартеновскую топочную сталь ЗТ, с 725 до
2000 г/т повышает несколько пластичность стали. Исследование величи-
ны зерна показало, что при дозе алюминия 880 г/т и менее сталь имеет
величину зерна, определенную методом цементации, в пределах 1—4
балла, а при дозе алюминия 1020 г/т и более зерно получается в основ-
ном в пределах 6—8 баллов.
В работе А. М. Офенгендена и Р. П. Нестеровича [172] рекомендуется
раскисление основной стали алюминием в количестве 0,6—0,7 кг/т. Мень-
шие и большие его количества дают худшие результаты.
Исследование влияния остаточного алюминия на ударную вязкость
стали 15 при низких температурах, проведенное Е. И. Рабинович и др.
[189], показало, что высокая ударная вязкость и минимальная хладно-
ломкость получены при 0,02—0,03% остаточного алюминия.
Н. И. Широковым, Б. Г. Петуховым и С. Н. Еременко [190] была
проведена работа по установлению влияния раскисления без алюминия
или с заменой его силикокальцием на свойства рельсовой стали.
Плавки были выплавлены в 380-т мартеновской печи.
Шихта плавок состояла из 37—40% скрапа, 60—63% жидкого чу-
гуна. В завалку давали 11,3—12,2% железной руды и 4,0—4,4% изве-
стняка. Состав готовой стали был в пределах: 0,67—0,78% С; 0,70—
0,83% Мп; 0,012—0,026% Р; 0,026—0,038% S; 0,19—0,26% Si. Основ-
ность шлака перед выпуском была в пределах 2,12—3,70.
Опыты по раскислению проводили по двум вариантам:
I вариант— металл выпускали в два ковша, в одном ковше раскис-
ляли металл обычным способом 45%-ным ферросилицием (5 кг/т) и
алюминием (300 г/т); в другом ковше 45%-ным ферросилицием
(3,16 кг/т) и силикокальцием (1,5 кг/т).
II вариант — в одном ковше раскисляли 45%-ным ферросилицием
(5,6 кг/т)\ в другом ковше раскисление вели обычным способом.
По каждому варианту было выплавлено десять плавок. В табл. 12
и 13 приведены результаты анализа неметаллических включений и ис-
пытаний механических свойств.
Приведенные данные показывают, что при раскислении металла
ферросилицием (без алюминия) или ферросилицием и силикокальцием
количество устойчивых включений меньше вследствие значительного
уменьшения глинозема. Однако величина аустенитного зерна больше и
механические свойства в отношении пластичности и ударной вязкости
ниже в плавках без алюминия.
58
Таблица 12
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК И РЕЛЬСОВ
Вариант раскисле- ния Раскислители Состав выделенных вклю- чений, %ХЮ“4 Включения, баллы Величина зерна ау- стенита, баллы Качество рельсов
всего (без Fe3O4) в том числе сульфидов оксидов 1 силикатов . .1 сульфосили- катов о/ /о
О со А12О3 FeO+MnO I сорта II сорта брака
I FeSi + Al 62 14 35 13 2,44 1,83 . 2,88 5—7 95,3 4,0 0,8
FeSi + SiCa 46 23 13 10 2,57 — 2,25 2,0 2—4 96,2 3,3 0,5
II FeSi 40 26 7 7 2,59 2,95 1,45 2—4 94,9 4,4 0,7
FeSi -|- Al 53 Ю 36 7 2,56 2,03 — 2,85 5—7 93,9 5,6 0,5
Таблица 13
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ОПЫТНЫХ ПЛАВОК
Вариант раскис- ления Раскислители 1 •V© о'' to Ф, % а&, кгм/см2 при температурах, °C об- разцов с направлением волокон
+ 20 — 40
попереч- ных продоль- ных попереч- ных продоль- ных
I FeSi + Al 55,0 90,6 9,1 14,9 1,о 1,44 0,70 0,94
FeSi + SiCa 55,0 91,9 8,5 12,8 0,57 0,90 0,46 0,65
11 FeSi 53,7 91,2 8,1 12,6 0,74 1,08 0,41 0,73
FeSi + Al 53,9 90,3 8,4 14,0 1,24 1,74 0,73 1,07
Интересна работа Дж. Рассела £82], изучавшего влияние добавок
редкоземельных элементов и их окислов на качество поверхности заго-
товок из низкоуглеродистой стали. Рассел исследовал влияние мишме-
талла следующего состава: 22—25% La, 50—55% Се, 15—17% Nd и
другие редкоземельные элементы в количестве 8—1О°/о. Окислы редко-
земельных элементов брали в той же пропорции. В работе было уста-
новлено, что добавки редкоземельных элементов уменьшают содержание
серы в металле. При добавке редкоземельных элементов к стали, раскис-
ленной алюминием, в количестве более 0,8 кг/т склонность стали к крас-
ноломкости усиливается. В результате этого при прокатке появляются
горячие надрывы, число которых увеличивается с увеличением количест-
ва добавляемых редкоземельных металлов. Окислы редкоземельных эле-
ментов уменьшают красноломкость, вызываемую алюминием. В работе
также было установлено, что если удлинение низкоуглеродистой стали
при 1310° С меньше 80%, то это приводит к получению надрывов при про-
катке.
В работе А. Е. Лобко [191] исследовался осевой металл. В результате
большой серии различных испытаний автор установил следующее:
59
1. Продольные волосовины не оказывают влияния на усталостную
прочность осевого металла, работающего в условиях чистого изгиба для
образцов: а) гладких; б) с галтелями; в) с напрессованной втулкой, а
также для гладких образцов, испытанных в корродирующей среде.
2. Продольные волосовины не влияют на усталостную прочность глад-
ких образцов при условии знакопеременного кручения.
3. Результаты испытаний при статическом нагружении в условиях
изгиба, кручения или растяжения также подтверждают, что продольные
волосовины не влияют на прочность металла.
4. Испытаниями осевого металла на ударную вязкость установлено,
что продольные волосовины не только не уменьшают ударную вязкость,
но даже несколько увеличивают ее.
5. Волосовины, имеющие направление, перпендикулярное оси образ-
ца, значительно уменьшают прочность осевого металла.
6. Продольные волосовины практически не влияют на прочность-
осей железнодорожных вагонов.
Таноуэ [192] исследовал раскисление стали марганцем и кремнием
в высокочастотной печи с магнезитовым тиглем и установил наличие трех
областей изменения состава расплава железо — марганец — кремний в.
процессе окисления:
1) снижение кремния за счет, его окисления; 2) одновременное окис-
ление кремния и марганца; 3) окисление марганца. Границей между
первой и второй областью является отношение кремния к марганцу, рав-
ное 0,54. При отношении кремния к марганцу больше 0,54 наблюдаются
прозрачные глобули SiOa. При отношении кремния к марганцу меньше-
0,54 (кремния — следы, марганца <0,40%) наблюдаются глобули желе-
зомарганцевого силиката серого цвета. При малом содержании кремния
и марганца наблюдаются двух- и трехфазные включения. При следах
кремния и марганца более 0,40% образуются включения FeO-MnO не-
правильной формы. Штампуемость стали улучшается с увеличением
содержания марганца.
С. С. Штейнберг и С. И. Баранчук [285] изучали влияние условий
ковки на рост зерна в стали 40, раскисленной и не раскисленной алю-
минием. Они установили существенное влияние алюминия, введенного
для раскисления на склонность стали к росту зерна. Результаты прове-
денных опытов привели авторов к заключению, что в металле существу-
ет какая-то («критическая») степень дисперсности включений, которая
в наибольшей степени затрудняет рост зерна. Известно, что с уменьшени-
ем диаметра частицы ее растворимость увеличивается в тем большей
степени, чем ближе размер частицы к размеру молекулы. Авторы делают
вывод, что «тормозящее влияние на рост зерен могут оказывать только
такие распыленные частицы, которые в некоторой хотя бы небольшой
степени растворимы в твердом металле». Нерастворимые вещества, по
мнению авторов, не могли бы оказывать влияние на кинетику роста зер-
на. Одним из непременных условий тормозящего действия частиц, по их
мнению, является возможность выделения этих частиц по границам зерен
или на внутрикристаллических плоскостях.
Рассматривая изложенные материалы видно, что результаты опы-
тов, проведенных различными исследователями, дают во многих слу-
чаях подобные результаты, объяснения же этих результатов весьма раз-
личны. К основным результатам, полученным в проведенных опытах,
можно отнести следующие.
1. Пластичность при высоких температурах кислой и основной ста-
ли существенно зависит от характера сульфидных включений. При на-
личии включений, в основном сульфида железа (в отсутствие марганца),
60
в стали образуются включения, расположенные преимущественно по
границам кристаллов и имеющие вытянутую вдоль границ форму. Эти
включения приводят к красноломкости стали. Установлено что введение
в сталь марганца в количестве не менее (1,25% S + 0,03) полностью
меняет характер сульфидных включений и исключает явление краснолом-
кости в стали.
2. Введение в кислую сталь алюминия (>0,005%) для раскисления
резко понижает пластические свойства этой стали.
3. Введение в основную сталь до 0,1% А1 повышает пластические
свойства стали, а при более высоких содержаниях понижает пластич-
ность при комнатной температуре.
4. Кипящая сталь (не раскисленная кремнием) имеет более высокие
пластические свойства, чем сталь спокойная, раскисленная кремнием.
5. Сталь, раскисленная алюминием (не содержащая кремния), име-
ет лучшие пластические свойства, чем сталь, раскисленная кремнием и
алюминием.
6. Сталь, раскисленная только >0,5% Мп (при минимальном со-
держании кремния), имеет лучшую пластичность, чем сталь раскислен-
ная также кремнием.
7. Пониженная пластичность стали в горячем состоянии всегда бу-
дет обнаружена в том случае, если в стали присутствуют легкоплавкие
включения.
8. Понижение пластичности связано, как правило, с количеством
включений определенного вида, а не с их общим количеством.
9. Влияние включений на свойства при комнатной температуре вы-
ражено сильнее при испытаниях образцов с поперечным направлением
волокна, при которых включения играют роль надреза.
10. Кипящая сталь обладает более высокой свариваемостью и кор-
розионной стойкостью.
В отношении механизма влияния сульфидных включений на пла-
стичность стали при высоких температурах большинство исследователей
считает, что причиной появления красноломкости является наличие суль-
фидов с низкой температурой плавления или сульфидов с закисью же-
леза.
Механизм же влияния кислородных включений и нитридных вклю-
чений на пластические свойства не имеет достаточно полного объяснения.
Вредное влияние алюминий на кислую сталь рядом исследователей
объясняется тем, что при раскислении алюминием образуются окисные
включения, обладающие остроугольной формой, которая вызывает сни-
жение пластических свойств. Другие исследователи склонны приписывать
вредное влияние алюминия тому, что при введении его в сталь образу-
ются включения нитрида алюминия, расположенные по границам кри-
сталлов и снижающие вследствие этого пластичность стали.
За последние 5—40 лет металлургами проведено много работ, уста-
навливающих влияние огнеупоров, применяемых при разливке стали, на
загрязненность углеродистой стали включениями [198—202].
Сатон и др. [203] установили с помощью изотопов, что значительная
часть кремнезема и глинозема в слитке попадает туда в результате разъе-
дания огнеупоров ковша. Некоторое количество включений попа-
дает в сталь из-за размывания стакана, но количество таких включений
относительно невелико. В. И. Лапицкий и др. [204] установили влияние
разрушения сифонных кирпичей и условий разливки на количество неме-
таллических включений в колесной стали. М. К. Скульский и Ю. К- По-
дольский [205] нашли с помощью радиоактивных изотопов, что крупные
слитки (71 т) загрязняются включениями'от обмазки прибыльных наста-
61
вок. Интересна работа Цойя (206], исследовавшего влияние футеровки
разливочного ковша на характер неметаллических включений в стали,
успокоенной алюминием; футеровка ковша состояла из глинозема
(38%), кремнезема (38%), графита (15%) и остальное жидкое стекло.
После разливки стали образцы с поверхности футеровки рассматрива-
ли под микроскопом и сравнивали с видом неметаллических включе-
ний, наблюдаемых в стали. Внутри наблюдаемых в стали и в образцах
футеровки темно-серых глобулярных включений диаметром 0,04—0,05
мм имеются светлые удлиненные кристаллы. Аналогичный вид имеют
и кристаллы огнеупорного агломерата, специально спеченного в печи
Таммана при 1600° С. Микротвердость агломерата и включений в стали
одинакова (600 единиц). Удлиненные кристаллы являются муллитом
(ЗА12О3 • 2SiO2).
ГЛАВА 5
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА
ВЫСОКОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ
Широко применяемая главным образом для изготовления инстру-
мента сталь У10А обладает рядом особенностей, способствующих ее
р а сп р остр а нени ю.
К таким особенностям наряду с высокой твердостью при закалке сле-
дует отнести прокаливаемость стали на определенную глубину, обеспе-
чивающую в инструменте небольших размеров (примерно диаметром
10—20 мм) наличие вязкой сердцевины наряду с поверхностью, облада-
ющей высокой твердостью.
Некоторые свойства этой стали (величина зерна, прокаливаемость,
склонность к графитизации и др.) в значительной мере определяются
способом выплавки. Опыт производства этой стали в течение нескольких
десятков лет позволил выработать и внедрить в производство оптималь-
ные методы выплавки, горячей механической обработки, термической
обработки и контроля качества этой стали. Многочисленные исследова-
тельские работы, выполненные за последнее время, позволили устано-
вить определенные закономерности влияния различных факторов на
свойства этой стали.
Барденгауер и Боттенберг [207] изучали влияние температурного
режима процесса, раскисления ферросилицием и ферромарганцем на
прокаливаемость и склонность стали У10А, выплавленной в индукцион-
ной 300-кг печи с кислым тиглем, к образованию трещин. Интерес-
ным является то обстоятельство, что при выплавке в кислом тигле авто-
ры иногда получали сталь, обладающую красноломкостью, которая вы-
зывалась присадкой в конце плавки мягкого шведского железа. Повы-
шенная склонность к образованию трещин обнаружена авторами у пла-
вок, проведенных с добавками 75%-ного ферросилиция в конце плавки;
авторы считали более правильным вести процесс при высоких темпера-
турах с восстановлением кремния из шлака и футеровки, не применяя
ферросилиция и ферромарганца.
Оригинальные выводы по производству углеродистых инструмен-
тальных сталей были получены В. В. Ку,баста [208]. Автор обнаружил
различное поведение кремния при анализе стали, обладающей различ-
ной прокаливаемостью. В стали с хорошей (неглубокой) прокаливае-
мостью 'при растворении в соляной кислоте кремний переходит в колло-
идное состояние и при фильтрации оказывается в фильтрате, а на фильт-
ре остается лишь незначительная его доля. Например, при содержании з
стали 0,3% Si 0,29% перейдет в фильтрат и только 0,01 % останется на
фильтре. Сталь с плохой (сквозной) прокаливаемостью при растворении
в соляной кислоте дает главную часть кремния в виде кремнекислоты
на фильтре, в фильтрат перейдет небольшая часть кремнекислоты.
63
В. В. Кубаста объясняет приведенное различие тем, что кремний в ста-
лях находится в различных состояниях. В стали с неглубокой прокали-
ваемостью кремний связан с железом и находится в виде силицида же-
леза, а в стали со сквозной закалкой кремний связан с кислородом
в виде силикатного соединения. Это обстоятельство, по мнению автора,
зависит от условий ведения плавки. Сталь, хорошо раскисленная, имеет
неглубокую прокаливаемость. Однако прямой связи между прокаливае-
мостью и содержанием кислорода нет, так как важно не общее содер-
жание кислорода, а форма, в которой он присутствует в стали. Хорошая
прокаливаемость получается тогда, когда кислород связан только с крем-
нием; может быть также много кислорода, связанного с железом, и тем
не менее прокаливаемость получится удовлетворительной. Только соеди-
нения кислорода в юиде ферросиликата (орто- или метасиликат железа
Fe2SiO4 или FeSiO3) обусловливают сквозную прокаливаемость. Нали-
чие этих соединений определяется методом ведения плавки и поэтому
каждая плавка стали обладает характерной для’нее прокаливаемостью,
не зависящей от последующих переделов (прокатки, ковки, термиче-
ской обработки).
Влияние условий выплавки на прокаливаемость углеродистой инст-
рументальной стали отмечено В. В. Кубаста, по-видимому, правильно.
Методика же анализа требует проверки. У автора книги при проверке
результаты анализа В. В. Кубаста не подтвердились.
Предположение В. В. Кубаста о силицидах нельзя считать обосно-
ванным, так как растворимость кремния в железе не позволяет предпо-
лагать наличия силицидов при небольших концентрациях кремния. Пра-
вильнее предположить в этом случае влияние на прокаливаемость мо-
нооксида кремния.
Исследование, проведенное В. В. Кузнецовым и Н. В. Семеновой
[209], показало, что свойства хорошей закаливаемости (закаленная кром-
ка в квадрате 20 мм с вязкой сердцевиной в широком интервале темпе-
ратур 760—900° С) определяются следующими условиями:
а) сравнительно невысоким содержанием кремния, марганца, хро-
ма и никеля;
б) типом неметаллических дисперсных окислов и их соединений,
являющихся продуктами раскисления плавки.
Хорошие результаты в отношении типа включений, по мнению ав-
торов, могут быть получены при возможно более полном раскислении
металла под карбидным шлаком перед дачей раскислителей; количество
последних при этой должно быть минимальным.
Из работы В. В. Кузнецова и Н. В. Семеновой видно, также, что
нераскисленная сталь с высоким содержанием окислов железа не зака-
ливается. Сталь, раскисленная только ферросилицием и ферромарганцем
(без алюминия), или сталь, раскисленная алюминием в количествах,
превышающих оптимальное количество (более 1 кг/т стали), может
иметь сквозную прокаливаемость и даже трещины при закалке с тем-
ператур 800, 860 и 900° С.
Лучшие результаты по закаливаемости получаются при введении
алюминия в количестве 0,4—0,5 кг/т стали. Бели при этом сталь была
хорошо раскислена под карбидным шлаком, готовый металл будет
иметь хорошую закаливаемость (закаленную кромку 2—4 мм в квадра-
те 20 мм) в широком интервале температур (760—900° С).
В работе, проведенной автором совместно с И. Н. Голиковым [210],
была обследована большая группа плавок (свыше 400) углеродистой
стали (У7 — У12) по прокаливаемости в зависимости от содержания
кремния и марганца и от величины природного зерна, определенного ме-
64
годом цементации. Оценка прокаливаемости производилась по предло-
женной авторами четырехбалльной шкале (рис. 24). Сопоставление бал-
ла с содержанием кремния и марганца приведено на рис. 25 и пока-
зывает, что балл по прокаливаемости остается удовлетворительным (1 —
1,5 балла) вплоть до содержания в стали суммы кремния и марганца не
более 0,55%. Более высокое содержание кремния и марганца приводит
к увеличению числа плавок с баллом более 1,5 (средний балл более 1,5).
Сопоставление с баллом по зерну также подтвердило, что факторы, оп-
ределяющие склонность к росту зерна, оказывают существенное влия-
ние на прокаливаемость. С увеличением размера зерна увеличивается
балл по прокаливаемости (табл. 14).
Таблица 14
ЗАВИСИМОСТЬ БАЛЛА ПО ПРОКАЛИВАЕМОСТИ
ОТ ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРНА СТАЛИ ЭУ7-13
Балл по зерну Балл по прока- ливаемости Число плавок Балл по зерну Балл по про- каливаемости Число плавок
1,5-2 1,7 9 5,5—6 1,3 58
2,5—3 1,9 15 6,5—7 1,2 157
3,5—4 2,2 29 7,5—8 1,1 21
4,5—5 1,6 25
Таким образом, прокаливаемость плавок зависит от химического
состава плавок по кремнию и марганцу (при данном углероде) и от
способа раскисления плавки, оказывающего влияние также на склон-
ность плавки к росту зерна при 920—940° С. Однако зависимость прока-
ливаемости от величины зерна (при одинаковом химическом составе)
не всегда подтверждается. Имеются случаи, когда зерно в плавках мел-
кое, а прокаливаемость глубокая, и наоборот. Таким образом, контроль
на зерно не может заменить прямой технологической пробы на прока-
ливаемость. Контроль на зерно и контроль прокаливаемости могут дать
металлургам возможность следить за правильным проведением про-
цесса раскисления. Сопоставление прокаливаемости и количества вве-
денного в сталь алюминия показало, что тенденция к уменьшению балла
по прокаливаемости сохраняется при присадках от 300 до 700—800 г/т
алюминия. Большее количество алюминия ведет снова к углублению за-
калки (увеличению балла по прокаливаемости).
Значительное число плавок углеродистой стали по влиянию отдель-
ных элементов химического состава на прокаливаемость было изучено
В. М. Дорониным [211]. От каждой плавки закаливали по 3 образца в
квадрате 20 мм на температуры 760, 800 и 840° С. Прокаливаемость оп-
ределяли по пятибалльной шкале, разработанной на заводе «Электро-
сталь» (рис. 26). Удельное влияние элементов на прокаливаемость при-
ведено в табл. 15. Резкое повышение прокаливаемости с повышением
содержания серы может быть связано с тем, что плавки с повышенным
содержанием серы не были достаточно хорошо раскислены карбидным
шлаком или были выпущены под шлаком с малой основностью и со-
держали много силикатов.
Амберг и Хультгрен [212] нашли, что в кислой мартеновской стали,
содержащей 1,1% С н 0,20% Si и раскисленной алюминием, включения
состоят преимущественно из силикатов алюминия, образованных вос-
становлением стекловидных железомарганцевых силикатов. При этих
исследованиях в изложницу (слиток весом 540 кг) было добавлено 60—
120 г/т алюминия, т. е. значительно меньше, чем обычно принято в аме-
5 М. И, Виноград 65
нрЪцевим 'Трещинлп Перегреб
Рис. 24. Шкала оценки изломов закаленных образцов
стали У10А [210]
Балл по прокалибаемости.
Рис. 25. Влияние содержания кремния и марганца в стали У10А
на прокаливаемость [210]
Числа пладок
66
риканской практике для регулирования величины зерна, что, по-види-
мому, и объясняет природу образовавшихся включений. Можно предпо-
ложить, что при больших количествах добавленного алюминия восста-
Рис. 26. Шкала оценки прокаливаемости стали У10А [214]
У с лобные
Обозначения!
Таблица 15
ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОКАЛИ ВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Элемент
Элемент
Углерод при содержании
<0,9%.................
То же, >0,9%- ..........
Кремний . . / ..........
Марганец................
0,1
0,1
0,1
0,1
4-0,03
—0,23
—0,15
4-0,27
Хром.................
Фосфор ..............
Сера.................
Никель...............
0,1
0,01
0,01
0,1
•40,37
40,35
4-0,63
±0
новление железомарганцевых силикатов развивалось бы дальше с од-
новременным образованием муллита и корунда. Амберг и Хультгрен
нашли в сталях, раскисленных алюминием в ковше, мелкодисперсный
глинозем, которого не было при добавке алюминия в изложницу. Эти
5* 67
исследователи пришли к заключению, что лучше раскислять сталь в из-
ложнице, чем в ковше. Хультгрен [213] нашел, что в высокоуглероди-
стой стали имеются крупные силикатные включения, образующиеся из
огнеупоров ковша, и что выдержка металла в ковше значительно умень-
шает содержание включений.
Представляют значительный интерес работы по изучению условий
образования черного излома и графитизации углеродистой стали. Полу-
чение черного излома в углеродистой стали приводит к понижению ее
эксплуатационных свойств — уменьшение прочности и твердости зака-
ленного слоя. Условия, вызывающие образование черного излома, мо-
гут быть связаны с процессом выплавки стали и с процессом последу-
ющей горячей и холодной механической обработки [214]. Образованию
черного излома в углеродистой стали способствуют повышенное содер-
жание кремния и низкое содержание остаточного хрома, выплавка в
кислой печи с раскислением алюминием [215], выплавка стали с непол-
ным кипом, низкая температура конца горячей деформации, холодная
деформация с последующей термической обработкой вблизи температу-
ры Лсь
Возможно изменение характера включений изменяет и условия гра-
фитизации. Интересной в этом отношении является работа Грюттера
[216], показавшего, что форма графита определяется поверхностным на-
тяжением чугуна. Он определил, что для литейного чугуна о составляет
800—1100 дн!см, а для шаровидного о составляет 1300—1400 дн/см. При
увеличении содержания серы с 0,004 до 0,2 % о снижается с 1345 до
745 дн/см. Экспериментально установлено, что поверхностное натяже-
ние оказывает существенное влияние на форму графита. При о, равной
1300—1400 дн!см, образуется шаровидная форма графита; при о, рав-.
ной 1100—1300 дн/см, образуется эвтектическая и розеточная форма
графита и при а, равной 800—1100 дн!см, образуется пластинчатый
графит.
А. Я. Храпов и В. П. Чернобровкин [105] исследовали влияние
присадки металлического кальция на поверхностное натяжение чугуна.
Они установили, что присадка кальция в количестве 0,8% в начале (в
течение примерно до 6 мин.) резко повышает поверхностное натяжение
чугуна, а затем оно понижается, приближаясь к исходному. При плавке
в вакууме поверхностное натяжение стали резко возрастает. Установле-
но также, что обработка чугуна и стали магнием резко повышает ско-
рость диффузии углерода.
Изложенные данные показывают, что некоторые основные свойства
углеродистой инструментальной стали определяются двумя группами
факторов. Первая группа факторов — это элементы, входящие в состав
твердого раствора стали (углерод, кремний, марганец, хром, никель)’.
Вторая группа факторов состоит из элементов технологии выплавки
(метод выплавки: кислый, основный и др-). Метод и степень раскисле-
ния стали играют в этом основную роль.
Если влияние элементов химического состава на свойства всеми ис-
следователями объясняется однозначно, то влияние условий выплавки
не имеет достаточно установившихся объяснений. Существующие мне-
ния по влиянию выплавки сводятся в основном к следующему:
1) прокаливаемость определяется формой существования кремния
в металле;
2) прокаливаемость зависит от р закисленности -ванны до присадки
ферросилиция и алюминия.
3) плавки, раскисленные ферросилицием, имеют более глубокую
прокаливаемость по сравнению с плавками, раскисленными ферроси-
лицием и алюминием;
68
4) прокаливаемость получается хорошей (закаленная кромка с вяз-
кой сердцевиной) при определенной оптимальной порции вводимого для
раскисления алюминия;
5) различная прокаливаемость плавок одинакового состава опреде-
ляется дисперсными частицами включений, благодаря которым умень-
шается устойчивость аустенита при охлаждении и при данной скорости
охлаждения (квадрат 20 мм, охлаждение в воде) только кромки успе-
вают пройти перлитный интервал со скоростью, превышающей скорость,
необходимую для начала перлитного распада. В сердцевине образца
при этом успевает частично произойти перлитный распад. Однако эта
гипотеза, наиболее правильно описывающая механизм влияния раскис-
ления на прокаливаемость, не объясняет всех явлений. Например, труд-
но поддается объяснению факт углубления прокаливаемости с увеличе-
нием количества присаживаемого алюминия сверх оптимального или
глубокая прокаливаемость кислой стали без присадки алюминия и дру-
гие факты, наблюдаемые при производстве стали;
6) влияние присадки алюминия на уменьшение склонности к росту
зерна находит объяснение в образовании мелких частиц глинозема, пре-
пятствующих росту зерна при нагреве [217]. Встречаются попытки объ-
яснить это влияние также образованием дисперсных частиц — нитридов
алюминия [23].
В приводимых ниже материалах рассмотрено влияние условий вы-
плавки стали У10А на пластические свойства при высоких температурах
и на некоторые другие свойства [218]. Сравнивались свойства стали
У10А, полученной выплавкой в кислом тигле индукционной печи, со
свойствами стали, полученной в основной мартеновской печи и в основ-
ной электропечи с раскислением алюминием.
Так как пластические свойства стали У10А при высоких температу-
рах достаточно высоки, то для сравнительной оценки пластичности был
выбран метод кручения при высоких температурах, дающий хорошую
характеристику пластичности высокопластичных сталей [136].
Т а б ли ц а 16
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СТАЛИ У10А
Номер плавки Характеристика плавки с Si Мп S р Сг Ni о,
1 В кислом тигле без алюминия 1,00 0,25 0,22 0,014 0,015 0,18 0,14 0,0027
2 1,00 0,22 0,21 0,013 0,020 0,16 0,15 0,0024
3 В кислом тигле с алю- 1,01 0,26 0,26 0,020 0,012, 0,13 0,16 0,0028
4 минием 1,02 0,20 0,25 0,020 0,012 0,13 0,17 0,0026
5 1,00 0,21 0,22 0,020 0,012 0,09 0,16 0,0022
6 1,00 0,19 0,22 0,014 0,018 0,14 0,16 0,0027
7 В основной дуговой печи 1,04 0,26 0,19 0,016 0,015 0,08 0,12 0,0033
8 0,99 0,26 0,24 0,018 0,019 0,05 0,08 —
9 1,09 0,25 0,20 0,020 0,010 0,06 0,11 0,0022
10 1,00 0,22 0,22 0,019 0,012 0,07 0,13
И В основной мартенов- 1,09 0,24 0,21 0,018 0,012 0,07 ОДО 0,0030
12 ской печи 1,04 0,21 0,19 0,019 0,010 0,07 0,16 0,0029
13 0,97 0,25 0,24 0,018 0,010 <0,04 0,11 —
69
Химический состав плавок приведен в табл. 16. Плавки № 1, 2, 3, 4,
5 были выплавлены в кислом тигле индукционной печи емкостью 1,3 т
на отходах стали У10А, причем плавку № 1 раскисляли только ферро-
силицием и ферромарганцем, плавку № 2 также алюминием в количе-
стве 0,4 кг/т, а остальные плавки — ферросилицием, ферромарганцем и
алюминием в количестве 0,8 кг/т. Плавки № 1, 2, 3, 4 велись холоднее
(до 1550° С), чем плавка № 5, которая велась горячо (более 1550° С).
Плавки № 6, 7, 8 выплавляли в основной дуговой электропечи и
раскисляли в печи ферромарганцем, ферросилицием и алюминием в ко-
личестве 0,4 кг/т. Шихта состояла из углеродистого лома и чугуна.
Рис. 27. Результаты испытаний на кручение
плавок стали У10А, выплавленных различными
способами:
1 — в кислом тигле без раскисления алюминием;
2 — в кислом тигле с раскислением алюминием (сред-
ние по четырем плавкам); 3 — в основной электро-
печи с раскислением алюминием (средняя по трем
плавкам); 4 — в основной мартеновской печи с рас-
кислением алюминием (средние по пяти плавкам)
Плавка № 6 велась без кипа. Плавка № 7 выплавлена на сильно подва-
ренной подине с неполным кипом.
Плавка 8 имела по расплавлении 1,66% С и была проведена с хо-
рошим кипом.
Плавки № 9, 10, 11, 12 выплавляли в мартеновской печи на сталь-
ном и железном ломе и передельном чугуне с рудным кипом. Плавки
раскисляли ферромарганцем, ферросилицием и алюминием. Алюминий
давали в печь в количестве 0,2 кг/т и в ковш в количестве 0,8 кг/т.
Слитки всех плавок были прокатаны на заготовку квадрат 100 мм
и затем часть заготовок прокатали на круг 8 мм для испытания на кру-
чение со скоростью 180 об/мин на образцах длиной 380 мм с обогревае-
мой частью образца около 200 мм. Число оборотов до излома фиксиро-
валось счетчиком. Испытания проводились при 900—1250° с предвари-
тельным прогревом образца в течение 20 мин. (с момента достижения
заданной температуры).
Результаты испытаний приведены на рис. 27 и показывают, что
наиболее высокую пластичность имеют плавки, выплавленные в марте
новской печи. В плавках, выплавленных в основной дуговой печи, обна-
ружились различные свойства. Одна из плавок (№ 8), проведенная с
хорошим кипом, имела свойства, близкие свойствам мартеновских пла-
вок, а другие две плавки имели значительно более низкие свойства.
Плавка, выплавленная в кислом тигле без раскисления алюминием, име-
70
ла довольно высокую пластичность, хотя и более низкую, чем марте-
новские плавки. Плавки, выплавленные в кислом тигле и раскисленные
алюминием, имели очень низкую пластичность. Из четырех плавок
только одна плавка (№ 5), выплавленная при более высокой темпера-
туре, имела несколько более высокую пластичность.
Опытные плавки испытывали на прокаливаемость в интервале тем-
ператур 760—940° С.. Закалке подвергали образцы квадрат 20 мм. Ре-
зультаты приведены в табл. 17 и показывают, что кислая плавка, не
Таблица 17
РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЯ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК.
НА ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ПЕРЕГРЕВАЕМОСТЬ
Номер плавки Характеристика плавки Глубина закален- ного слоя квад- рата 20 им при 800 °C, мм Температура, °C
сквозной прокалки начала перегрева
1 в кислом тигле без алюминия 10,0 (сквозная) 800 820
2 6,0 860 940
3 10,0 800 840
4 в кислом тигле с алюминием з;о 880 900
5 6,0 820 820
Среднее 6,3 840 875
6 7 в основной дуговой печи 3,5 4,0 860 900 920 940
Среднее 3,8 880 930
9 3,0 900 880
11 в основной мартеновской печи 3,0 900 880
12 5,0 900 900
Среднее 3,7 900 887
раскисленная алюминием, имеет уже при 800° С сквозную прокалку, а
при 820° С начинается рост зерна. Кислые плавки, раскисленные алю-
минием, имеют несколько меньшую глубину прокалки ( в среднем), чем
плавка, не раскисленная алюминием, но значительно большую, чем
плавки, выплавленные в основных печах (электродуговых и мартенов-
ских) и раскисленные алюминием. Все основные плавки, раскисленные
алюминием, имеют значительно более высокую температуру перегрева
(начало роста зерна), а кислые плавки, раскисленные алюминием, иног-
да имеют высокую температуру перегрева, сближающую их с основны-
ми плавками, а иногда низкую, подобную температуре перегрева кислой
плавки без алюминия.
Изложенные результаты испытаний прокаливаемости, по-видимо-
му, могут быть объяснены тем, что при раскислении основных плавок
алюминием образуется значительное количество весьма дисперсных
частиц А120з, вызывающих повышение критической скорости закалки и
71
уменьшение прокаливаемости. В кислой плавке без алюминия нет таких
условий. В кислых плавках, раскисленных алюминием, часть алюминия
расходуется на образование дисперсных включений глинозема, препят-
ствующих росту зерна, а часть идет на образование других включений
(силикатов), не оказывающих задерживающего влияния на рост зерна.
В табл. 18 приведены результаты определения неметаллических
включений на продольных шлифах по шкале ГОСТ 801—47* при увели-
Таблица 18
РЕЗУЛЬТАТЫ ОЦЕНКИ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ ПЛАВОК ВКЛЮЧЕНИЯМИ
(ДАННЫЕ 25 ОБРАЗЦОВ НА КАЖДУЮ ПЛАВКУ)
Номер плавки || Характеристика плавки Размер образца Оценка включений максимальным баллом на продольных шлифах по шкале ГОСТ 801—47
оценка оксидов баллы оценка сульфидов баллы
сред- ний балл % образ- цов с бал- лом выше 2, 0 % образ- цов с бал- лом выше 2,5 сред- ний балл % образ- цов с бал- лом выше 2,0 % образ- цов с бал- лом ВЫШ&- 2,5
1 В кислом тигле без алюминия 20 1,08 4,0 4,0 1,54 0 0
2 20 1,20 4,0 0 0,66 0 0
3 В кислом тигле 20 2,08 24,0 20,0 0,54 0 0
4 с алюминием 20 2,28 48,0 20,0 2,06 28,0 16,0
5 20 1,21 4,0 0 1,38 8,0 4,0
Среднее 1,69 24,5 10,0 1,16 9,0 5,0
6 В основной дуго- 20 0,96 4,0 0 0,74 0 0
7 вой печи 20 0,94 0 0 0,66 0 0
Среднее 0,95 2,0 0 0,70 0 0
9 В основной мар- 30* 2,46 60,0 52,0 1,04 0 0
И теновкой печи 20 0,80 0 0 0,62 0 0
12 20 1,46 16,0 12,0 0,48 0 0
Среднее 1,57 25,3 21,3 0,71 0 0
* Диаметр круга, во всех остальных случаях сторона квадрата, мм.
чении 100. Данные показывают, что связи между оценками включений
(максимальным баллом на шлифе) и пластичностью нет. Так, напри-
мер, плавка № 9 (мартеновская), несмотря на высокий средний балл по
оксидам и высокий процент образцов с большими баллами, показала
высокую пластичность, а плавки электростали № 6 и 7, мало загрязнен-
ные крупными включениями, обнаружили очень низкую пластичность.
Сопоставление пластических свойств и оценок сульфидов, а также срав
некие данных по прокаливаемости с оценками включений баллами не
обнаруживают связи между ними.
* Шкала ГОСТ 801—47 по оксидным и сульфидным включениям соответствует
шкале ГОСТ 801—60, который дополнен шкалой для определения глобулярных вклю-
чений.
72
В табл. 19 приведен химический анализ электролитически выделен-
ных включений. Результаты анализа показывают некоторую тенденцию
к уменьшению включений у раскисленных алюминием плавок с высо-
кой пластичностью. Так, группа мартеновских плавок с высокой пла-
Таблица 19
КОЛИЧЕСТВО И СОСТАВ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ,
ВЫДЕЛЕННЫХ ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКИМ СПОСОБОМ
Номер плавки Характеристика плавки Общий про- цент включе- ний (к весу растворенного металла) Состав включений, % к весу растворенного металла (X 10 3 )
А1,О, SiO2 FeO Мп О Cr20s MgO
1 В кислом тигле без алюминия 0,0156 7,5 6,4 0,4 0,3 Нет —
2 То же, с алюми- нием 0,0118 7,7 2,7 0,7 0,3 » 0,7
3 0,0102 7,7 2,4 0,3 Следы » 0,1
4 0,0129 6,0 3,0 3,6 0,3 Следы
5 0,0088 6,8 1,4 0,7 0,1 0,1
Среднее 0,0109 7,1 2,4 1,3 0,2 Нет 0,2
6 В основной ду- говой печи 0,0092 6,2 1,8 0,8 0,2 Нет Не опре- деляли
7 0,0120 6,0 4,7 0,5 Следы » 1,0
Среднее 0,0106 6,1 з,з 0,6 0,1 Нет 0,5
9 То же, в марте- новской печи 0,0083 5,0 1,9 1,0 Следы Нет 0
И 0,0088 6,4 1,7 0,5 0,1 0,1
12 0,0081 5,9 1,2 1,0 Следы » 0,1
Среднее 0,0084 5,8 1,6 0,8 0,1 Нет 0,1
стичностью имеет несколько меньшее содержание включений главным
образом за счет уменьшения содержания кремнезема. Плавка из кисло-
го тигля, не раскисленная алюминием, имеет более высокое содержание
включений и более высокое содержание кремнезема.
Данные показывают, что, по-видимому, на свойства в большей сте-
пени влияет характер включений, чем их общее содержание. Следует
также отметить, что при выделении включений некоторое количество
мелких включений может быть потеряно при обработке карбидов и про-
мывке включений.
При отстаивании в течение одних суток количество включений
меньше на 20—.50% по сравнению с отстаиванием в течение двух суток,
причем это уменьшение идет за счет главным образом содержания'
кремнезема.
Петрографическое исследование1 показало следующее.
1 Исследования выполнялись инженерами Н. Н. Тарадиной и А. Г. Рыльниковой.
73
В плавке № 1 основную массу включений составляет кварцевое
стекло или стекло с показателем преломления, близким к кварцевому.
Наблюдаются также зерна кварца и силикатов.
В плавке № 3 много силикатных включений, зерен кварца и зерен
стекла. Внутри стекловидных зерен вкраплены частицы, возможно,
А120з. Есть очень мелкие частицы А12О3, не вполне оформившиеся.
В плавке № 5 включения подобны включениям плавки № 3, но го-
раздо больше А12О3.
В плавке № 6 основное количество включений представляет собой
очень мелкие зерна округлой формы — корунд, проросший стеклом,
Встречаются куски кварца и реже — корунда.
В плавке № 7 основное количество включений — очень мелкие зер-
на корунда и стекла. Встречаются зерна кварца.
В плавке № 9 в основном включения состоят из очень мелких бес-
цветных частиц, по-видимому, корунд с примесью магнезиальной шпи-
нели. Встречаются куски почти чистого кварцевого стекла и силикатные
включения, содержащие железо.
В плавке № 11 в основном включения состоят из очень мелких час-
тиц корунда и магнезиальной шпинели, немного кварца и бурые части-
цы с непостоянным показателем преломления, возможно шпинель с же-
лезом.
В плавке № 12 в основном включения состоят из мелких частиц ко-
рунда и магнезиальной шпинели. Присутствуют кварц и много бурых
частиц, возможно шпинель с железом.
На рис. 28 приведены включения, выделенные из плавок с низкой
пластичностью. В осадках включений присутствуют отдельные крупные
куски кварца (7) и стекла (2).
Стекло встречается в виде мелких и сравнительно крупных тонких
пластинок, часто с вкраплениями кристаллов корунда.
Металлографическое исследование характера включений показы-
вает следующее.
В плавке № 1, выплавленной в кислом тигле без алюминия, вклю-
чения в основном представляют собой округлые прозрачные стекла,
иногда (редко) слепка вытянутые вдоль деформации.
Плавки, выплавленные в кислом тигле, раскисленные алюминием,
имеют значительное количество стекол и силикатных включений разме-
ром до 3 мк. Много сульфидов, обволакивающих силикаты или распо-
ложенных возле них. Плавка № 5 в отличие от других плавок этой груп-
пы имеет много сульфидов и мало силикатных включений.
Плавки № 6 и 7, выплавленные в основной дуговой печи, имеют
включения силикатов кристаллических и стекловидных, часто в оболоч-
ке сульфидов. Стекловидные силикаты иногда расположены возле
сульфидов.Много сульфидов; иногда они обволакивают силикаты.
Плавки, выплавленные в мартеновской печи, имеют мало включе-
ний силикатов. Более крупные силикаты в оболочке сульфидов. Круп-
ные сульфиды. Много мелких точечных групп глинозема.
Рассмотрение результатов исследования свойств и включений по-
казывает, что свойства высокоуглеродистой стали в основном зависят о г
условий выплавки. Наиболее высокие пластические свойства имеют
плавки, выплавленные в основной мартеновской печи и в электропечи с
полным окислением и раскисленные алюминием. Эти же плавки имеют
хорошие результаты по прокаливаемости (закаленная кромка, вязкая
сердцевина и отсутствие перегрева в широком интервале температур).
Плавки, выплавленные в электропечи без окисления или с неполным
кипом, обладают низкой пластичностью при высоких температурах, но
74
хорошей прокаливаемостью. Плавка, выплавленная в кислом тигле без
алюминия, обладает невысокой пластичностью и оплошной прокалкой
при большой склонности к перегреву. Наконец, плавки, выплавленные
в кислом тигле и раскисленные алюминием, обладают низкой пластич-
ностью и неустойчивой прокаливаемостью (от плохой до удовлетвори-
тельной) .
При металлографическом исследовании включений на шлифах
можно заметить некоторые особенности опытных плавок. Для плавок,
обладающих низкой пластичностью (раскисленных алюминием), харак-
терно повышенное содержание кремнезема во включениях и наличие
значительного количества мелких стекловидных включений (алюмоси-
ликатного стекла), причем в некоторых плавках эти включения имеют
вид мелких частиц корунда, проросших стеклом. Общее содержание
кислорода не характеризует пластических свойств и прокаливаемости.
Общее содержание выделенных включений несколько выше в плавках с
низкой пластичностью. Плавка, выплавленная в кислом тигле без алю-
миния, имеет высокое содержание включений, однако, по-видимому,
эти включения (кварц, кварцевое стекло, силикат) меньше сказывают-
ся на пластических свойствах
Влияние включений на прокаливаемость проявляется в том, что
плавки с мелким корундом обладают хорошей прокаливаемостью (с
вязкой сердцевиной) и малой склонностью к перегреву.
Сопоставление рассмотренных выше данных позволяет сделать сле-
дующие предположения.
Понижение пластичности при высоких температурах вызвано нали-
чием в стали дисперсных стекловидных включений (алюмосиликатных
стекол), особенно в случае, если эти включения обладают низкой темпе-
ратурой размягчения. Кварцевое стекло, встречающееся в виде более
крупных частиц, оказывает меньшее влияние на пластичность. Наличие
в плавках оксидов алюминия, по-видимому, создает достаточные пре-
пятствия росту зерна и ускоряет превращение в перлитной области при
закалке. Размер этих частиц, видимо, не позволяет сохранить их при
выделении.
Изложенные факты могут быть удовлетворительно объяснены с по-
мощью следующей гипотезы (218, 219): в случае выплавки стали в
кислом тигле, а тем более при введении в кислую сталь
алюминия, в жидком металле может быть растворено или
взвешено некоторое количество окиси кремния, имеющей, по-видимому,
большую растворимость в жидком металле, чем двуокись кремния. При
охлаждении и кристаллизации такой стали из жидкой фазы могут вы-
деляться стекловидные пленки или мельчайшие частицы алюмосиликат-
ных или других силикатных стекол. При отсутствии алюминия и мини-
мальном содержании окислов железа в шлаке образуется кварцевое
стекло.
Введение в металл (или в шлак) алюминия может в определенном
температурном интервале привести к образованию окиси кремния из
двуокиси, а насыщение металла окисью кремния приводит снова к об-
разованию нежелательных стекловидных включений. При интенсивном
окислении металла окись кремния переходит в двуокись и, образуя с
окислами железа легкоплавкие силикаты, уходит в шлак. Этим объяс-
няются высокие пластические свойства плавок, выплавленных с хоро-
шим кипом (электропечных и мартеновских). Кристаллические силика-
ты, кварц, корунд, шпинели не оказывают существенного отрицательно-
го влияния на пластические свойства стали. Для проверки высказанных
предположений была проведена серия плавок в условиях, которые
75
Таблица 20
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СТАЛИ МАРКИ У1ОА
Вари- ант вы- плавки Номер плавки С Si Мп S р Сг N1 Al О, N.
А 1А 2А ЗА 0,93 0,95 0,96 0,20 0,33 0,31 0,17 0,35 0,27 0,012 0,006 0,008 0,13 0,013 0,017 0,07 0,10 0,08 0,013 0,10 0,11 <0,01 0,07 0,06 0,007 0,004 0,001 0,004 0,009 0,005-
Среднее 0,95 0,24 0,26 0,008 0,014 0,08 0,11 0,05 0,004 0,006
1Б 0,97 0,30 0,29 0,006 0,007 0,05 0,10 0,08 0,002 0,003
2Б 0,95 0,21 0,24 0,006 0,006 0,05 0,10 0,06 0,004 0,004
ЗБ 0,97 0,22 0,22 0,007 0,007 0,03 0,10 0,06 0,003 0,004
Б 4Б 0,99 0,17 0,37 0,008 0,007 0,04 0,20 0,04 0,004 0,003
Среднее 0,97 0,23 0,28 0,007 0,007 0,04 0,13 0,06 0,003 0,004
1В 0,96 0,20 0,51 0,021 0,005 0,04 0,08 0,07 0,004 0,004
2В 0,96 0,21 0,49 0,020 0,005 0,03 0,08 0,05 0,004 0,003
ЗВ 0,97 0,17 0,47 0,019 0,004 0,03 0,08 0,05 0,006 0,003
D 4В 0,96 0,19 0,52 0,021 0,005 0,03 0,08 0,07 0.005 0,002
5В 0,96 0,19 0,47 0,022 0,005 0,03 0,09 0,05 0,004 0,004
Среднее 0,96 0,19 0,49 0,021 0,005 0,03 0,08 0,06 0,005 0,003
Химический состав синтетического чугуна: 4,17% С; 0,25% Si; следы Мп; 0,027% S; 0.023% Р.
Химический состав армко-железа: 0,025% С; следы Si; 0,07% Мп; 0,026% S; 0,010% Р.
Таблица 21
РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ НА КРУЧЕНИЕ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СТАЛИ МАРКИ У10А
Вар и- ант Характеристика выплавки Номер плавки Число оборотов до разрушения при температурах, °C
900 1000 1100 1150 1200
А В высокочастотной печи, с ос- 1А 115 135 126 131 115
новным тиглем, шлак—известь и шпат. Раскисление алюминием 2А — 147 227 209 225
ЗА 145 250 293 305 260
Среднее 130 177 215 213 200
Б В высокочастотной печи с ос- ТБ 159 247 348 428 398
новным тиглем, шлак — боркальк. 2Б 173 231 336 378 318
Раскисление алюминием ЗБ 235 367 356 476 391
4Б 239 366 365 407 325
Среднее 202 303 351 422 358
В В высокочастотной печи с кис- 1В 96 129 212 400 385
лым тиглем, шлак-—стеклянный. 2В 112 134 233 278 265
Раскисление алюминием ЗВ 123 166 326 355 263
4В 122 204 268 273 283
5В 105 173 315 353 325
Среднее 112 161 271 332 304
76
должны были создать различную пластичность при высоких темпера-
турах.
Исследование проводилось автором 1 на плавках, выплавленных в
индукционной 50-кг печи. Характерные особенности вариантов выплав-
ки состояли в следующем.
Плавки варианта А (номера плавок /А, 2А, ЗА) и плавки варианта
Б (номера плавок 1Б, 2Б, ЗБ, 4Б) выплавляли в основном магнезито-
вом тигле. Плавки варианта А плавились под шлаком, состоящим из из-
вести и шпата, а плавки варианта Б плавились под шлаком из
боркалька. Плавки варианта В плавились в кислом тигле под стеклян-
ным шлаком. Шихта всех плавок состояла из армко-железа и синтети-
ческого чугуна, в металл вводили (по расчету) металлический кремний
на 0,2%, металлический марганец на 0,15% и алюминий перед выпу-
ском на 0,04%. Первая плавка из серии А была сильно переокислена,
раскислителей давалось недостаточно и слиток получился с пузырями.
Остальные две плавки этого варианта пузырей не имели, но имели
повышенное против расчетного содержание кремния, по-видимому,
из-за восстановления его из шлака или огнеупоров. Слитки плавок ва-
рианта Б и В были плотными. Химический состав опытных плавок при-
веден в табл. 20. Результаты испытания пластических свойств круче-
нием при высоких температурах по опытным плавкам приведены в
табл. 21, а средние данные по плавкам различных вариантов — на
рис. 29.
Результаты испытаний опытных плавок на прокаливаемость приве-
дены в табл. 22. Сопоставление всех испытанных свойств (табл. 23) по-
казывает, что плавки, обладающие более высокой пластичностью, отли-
чаются от плавок с низкой пластичностью и по свойствам, полученным
при закалке, а именно: плавки с высокой пластичностью закаливаются
с вязкой сердцевиной и не склонны к образованию трещин и перегреву.
Аналогичные результаты были получены ранее на промышленных
плавках.
Исследование включений количественным методом проводили на
плавках с наиболее интересными свойствами. Из варианта А были ис-
следованы все три плавки (7А, 2А и ЗА), из варианта Б — плавки ЗБ и
4Б и из варианта В плавки 2В и 5В. Определение включений произво-
дилось на шлифах, вырезанных из верхней части 30-кг слитков, по схе-
ме, приведенной на рис. 30.
В табл. 24 даны результаты оценки включений по плавкам, а на
рис. 31 показано количество включений в опытных плавках по вариан-
там выплавки. При рассмотрении результатов оценки в плавке 1А ока-
залось резко повышенное содержание стекол и оксисульфидов. Плавки
2А и ЗА в меньшей степени, чем плавка /А, загрязнены включениями
и по существу отличаются от плавок ЗБ и 4Б только наличием неболь-
шого количества стекловидных включений; в плавках ЗБ и 4Б стекло-
видных включений нет. В плавках варианта В, как правило, глобуляр-
ные включения стекол встречаются редко, так же как и корунд, и рас-
положены эти включения ближе к поверхности слитка. По содержанию
корунда в плавках резкой разницы не наблюдается, его нет только
в плавке 1А. Сульфидов в плавках варианта А с низкой пластичностью
меньше, чем в плавках варианта Б с высокой пластичностью. В плавках
варианта В со средней пластичностью сульфидов очень много, так как
они выплавлялись в кислом тигле и имели более высокое содержание
серы. Сульфиды в плавках имеют качественные различия. В плавке '1А
сульфиды в большинстве случаев крупные, сложные и сопровождаются
1 В исследовании участвовали инж. Г. П. Громова и лаборант И. В. Логачева.
77
Т а б л и ца 22
РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЯ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СТАЛИ МАРКИ У10А
НА ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ В ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР 7И0—920-С
Вари- ант вы- плавки Номер плавки Глубина полной закалки образцов со стороной квадрата -20 мм при температуре, ° С Температура °C
760 .800 840 880 920 начала перегрева образова- ния трещи»
1А 0 0 0 0 0 840 920
А 2А 4 5 10 10 10 840 840
ЗА 3 4 10 10 10 920 920
Среднее по плавкам 2А и ЗА 3,5 4,5 10 10 10 880 880 <
1Б Нет образца 4 5 10 10 880 >920
2Б 3 3 4 5 5 >920 >920
D ЗБ 3 Нет образца 5 6 6 920 >920
4Б 3 4 5 7 10 920 >920
Среднее 3 3,7 4,8 7 7,8 910 920
1В 7 10 10 10 10 800 840
2В 3 7 10 10 10 840 840
л ЗВ 5 5 10 10 10 840 840
4В 5 10 10 10 10 840 840
5В 3 10 10 10 10 840 840
Среднее 4,8 8,4 10 10 1.0 833 840
Примечания: 1. Образцы после ковкн отжигали при 760е С 4 час. с охлаждением по 50° в
час до 600° С, затем на воздухе. Выдержка при закалке 30 лини.
2, Образцы плавки 1А во всем интервале температур имели неполную закалку по всему сечению.
Таблица 23
СОПОСТАВЛЕНИЕ СВОЙСТВ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СТАЛИ МАРКИ У10А
Номера плавки Среднее число оборотов до излома 1 при 1 100—1200° С Температура, °C
сквозной закал- ки образцов со стороной квадрата 20 мм начала перегрева по излому образования трещин
ГА <250 (Н) 2
2А <250 (Н) <840 <840 840
ЗА <250 (Н) 840 >880 920
1Б >350 (В) >880 >880 Нет трещин в интервале 760—920
2Б 250—350 (С) >880 >880 То же
ЗБ >350 (В) >880 >880 .» »
4Б >880 >880 » »
1В—5В 250—350 (С) <840 <840 840
1 Испытание на кручение. В скобках указана оценка пластичности: Н—низкая, С—средняя, В—
высокая.
3 Плавка 1А в интервале температур 760—920°С не закалилась.
78
силикатными стеклами и окислами (рис. 32). В плавках 2А и ЗА суль-
фиды небольших размеров, располагаются скоплениями и, как прави-
ло, представляют собой оболочки на стеклах, силикатах или на зернах
корунда (рис. 33). В плавках ЗБ и 4Б варианта Б сульфиды несколько»
крупнее и в них встречаются очень мелкие кристаллы окислов и корун-
да (рис. 34). В плавках варианта В сульфидов много, они крупные
Рис. 30. Схе-
ма вырезки
образцов для
исследования
включений
Рис. 29. Результаты испытаний на кручение при
высоких температурах опытных плавок У10А:
1 — вариант А, среднее по плавкам 1А—ЗА; 2 — вари-
ант Б, среднее по плавкам ГБ—4 Б; 3 — вариант В,
среднее по плавкам 1В—5В
Вариант 6 (Высокая пластичность)
В (средняя пластичность)
А (низкая пластичность)
Рис. 31. Количество неметаллических включений в опытных плавках стали марки
У10А по вариантам выплавки
79-
Таблица 24
РЕЗУЛЬТАТ ОЦЕНКИ ВКЛЮЧЕНИЙ В ОПЫТНЫХ ПЛАВКАХ СТАЛИ МАРКИ У10А
НА 200 ПОЛЯХ ЗРЕНИЯ НА ПЛАВКУ ПРИ УВЕЛИЧЕНИИ 520
Номер плавки Вид включений Число включений каждой группы 1 Количес- тво вклю- чений, % (объеми.)
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 И J 12 13
Вариант. А
1А Корунд и шпи- нель Силикатные стек- ла Сложные вклю- чения окислов и сульфидов желе- за и марганца Сульфиды 11 2 17 10 1 20 6 3 34 30 2 86 40 10 53 40 32 25 14 24 12 4 6 2 2 1 6 3 1 1 1 1 1 0,093 0,168 0,070
2А Корунд и шпинель 40 37 49 24 5 6 3 0,015
Силикатные стекла 3 2 21 20 17 3 —. 0,003
Сульфиды 7 22 43 79 115 71 21 — — — — — — 0,083
ЗА Корунд и шпинель 20 35 23 9 2 0,007
Силикатные стекла 3 12 23 11 26 5 — 0,010
Сульфиды 3 11 23 62 68 43 7 — — — — — — 0,046
Вариант Б
ЗБ Корунд и шпинель Силикатные стекла Сульфиды 66 8 63 24 45 73 18 89 4 122 78 28 9 — — — — — 0,003 0,111
4Б Корунд и шпинель Силикатные стекла 45 55 16 1 — 0,003
Сульфиды 6 36 73 91 152 83 26 5 — — — — — 0,111
Вариант В
2В Корунд Силикатные стекла Сульфиды 44 7 1 72 10 22 81 3 74 7 2 76 3 89 142 81 15 ,— — — — — 0,008 0,014 0,184
5В Корунд 83 110 49 21 3 1 0,010
Силикатные стекла 9 11 — 3 1 0,002
Сульфиды 5 32 107 56 93 123 59 14 — — — — — 0,153
* Размеры включений, мк: 1-я группа—0,7—1,2; 2-я—1,2—1,9; 3-я—1,9—3,2; 4-я—3,2—4,2; 5-я—
4,2—5,8; 6-я—5.8—8,3; 7-я —8,3—12; 8-я—12—17; 9-я—17—24; 10-я—24—34; 11-я—34—48; 12-я—
48—68; 13-я—68—96.
и представляют собой правильные кристаллы, в основном сульфида
марганца (рис. 35), встречаются сульфиды с внедренными окислами.
Включения в междуосных участках исследовали после теплового
травления. В плавке 1А (плохо' раскисленной) в междуосных участках
очень много выделений сложных окислов, стекол и сульфидов и наблю-
даются также пленки сложных включений, состоящие из сульфидов
80
и стекол. На рис. 36 представлены включения пленок, расположенные
в виде слоев и на стыках растущих осей дендритов. Включения темного
цвета являются стеклами; светлая составляющая включений — сульфи-
ды. На рис. 5, а показаны включения сложных окислов, выделившихся
на внешней поверхности растущих дендритов и расположенных в меж-
дуосном участке, представляющем собой место стыка нескольких осей
дендритов. Светлые участки, окаймляющие объемы дендритов, яв-
ляются карбидами.
На рис. 37 показан аналогичный участок окрашенного тепловым
травлением шлифа, но сфотографированного не на цветную, а на обыч-
ную пленку в светлом и темном поле. Снимок, сделанный в темном
поле, показывает, что среди включений имеются стекла (они прозрачны
и светятся в темном поле), сульфиды и карбиды (в темном поле не-
прозрачны). В светлом поле сульфиды светло-серые, карбиды белые,
а стекла темно-серого цвета. В плавках варианта В встречались грубые
пленки включений, состоящие из сульфидов и сложных стекол
{рис. 38). Наряду с этим в плавках В были .и сравнительно более тон-
кие пленки, создающие изогнутые контуры, направленные выпуклостя-
ми в сторону междуосных участков {рис. 39). Такая форма пленок вы-
звана тем, что на поверхности растущего дендрита образуется неметал-
лическая пленка, по-видимому, стекла, приостанавливающая его даль-
нейший рост.
Для установления момента образования пленок, обнаруженных
в металле, а именно выделились ли они из твердого раствора или из
жидкой фазы, были проведены опыты по проверке растворимости вклю-
чений. Образцы, запаянные в вакуумированные кварцевые . ампулы,
были подвергнуты нагреву до 1250° С, выдержаны при этой температу-
ре (близкой к температуре плавления стали) в течение двух часов
и охлаждены в масле и с печью. Просмотр шлифов после такой обра-
ботки позволил установить, что в результате нагрева включения не-
сколько изменились. В плавке 1А сложные включения после термиче-
ской обработки не встречались, а пленки в междуосных участках сде-
лались более тонкими, но сохранили конфигурацию {рис. 40, 41). За-
метно, что сульфиды несколько обособились от стекол. Тепловое трав-
ление позволяет обнаружить различную концентрацию примесей (раз-
личную окисляемость при тепловом травлении) внутри участков, огра-
ниченных пленками, и в окружающем металле. Хотя дендритная ликва-
ция стала мало заметной и состав металла как вне участков, ограни-
ченных пленками, так и внутри этих участков однороден, между ними
остается существенное различие по концентрации примесей, усиливаю-
щих окисляемость. В участках, ограниченных пленками, окисляемость
выше, чем в окружающем металле. В образцах, обработанных при
1250° С с охлаждением в печи, междуосные участки имеют вид, приве-
денный на рис. 42. Заметно резкое искривление пластинок перлита
и наличие отдельных включений стекол и сульфидов между пластин-
ками цементита.
Образцы двух опытных плавок {2А — с низкой пластичностью и
4Б — с высокой пластичностью) были исследованы на электронном
микроскопе *. Результаты исследования, приведенные на рис. 43—46,
свидетельствуют о том, что плавки с низкой пластичностью характери-
зуются нарушением правильной кристаллизации перлита вблизи гра-
ниц кристаллов.
1 Исследования проводились инж. А. В. Смирновой и техником Н. Ф. Поплавской.
§ М. И. Виноград 81
Таким образом, исследование показало, что низкой пластичности
при высоких температурах сопутствует и сквозная прокаливаемость, и
склонность к образованию трещин при закалке.
Исследование включений показало, что низкие пластические свой-
ства при высоких температурах связаны с присутствием в металле
включений пленок, обнаруживаемых металлографически в междуосных
участках. Пленки представляют собой сложные стекловидные включе-
ния, сопровождающиеся сульфидами. Иногда в плавках с низкой пла-
стичностью можно заметить преобладание стекловидных включений в
виде глобулей. Содержание корунда и сульфидов не определяет пла-
стических свойств при высоких температурах.
Представляет интерес рассмотреть результаты опытов в свете пред-
ставлений, высказанных Грюттером [216]. Из данных Грюттера следует,
что поверхностное натяжение более чистого металла, например после
выплавки в вакууме, выше, чем поверхностное натяжение обычного
металла. В таком же направлении действует введение в металл магния.
При этом скорость диффузии углерода повышается, что определяется,
очевидно, также большей чистотой металла.
Так как сталь, выплавленная в кислой печи, имеет более низкие
значения поверхностного натяжения, то, по-видимому, это может при-
вести к понижению пластических свойств и к уменьшению скорости
диффузии углерода, т. е. к более глубокой прокаливаемости. Следова-
тельно, факторы, способствующие повышению поверхностного натяже-
ния стали, могут влиять в направлении повышения скорости диффузии
углерода (улучшение условий для перлитного превращения) и повыше-
ния пластичности. Это может быть достигнуто устранением кремнекис-
лородных стекловидных образований в стали, улучшением раскисления
стали, удалением из стали включений и примесей всплыванием, а также
и другими методами очищения стали, например обработкой синте-
тическим шлаком и др.
Таким образом, свойства высокоуглеродистой стали существенно
зависят от условий выплавки. Если выплавка и особенно раскисление
оказались благоприятными для насыщения металла монооксидом крем-
ния, образующим (при значительном избытке) пленочные стекловид-
ные включения, сталь будет иметь низкую пластичность при высоких
температурах, глубокую прокаливаемость и повышенную склонность к
росту зерна.
Наличие в металле включений экзогенного происхождения, а так-
же корунда и шпинели не оказывает отрицательного влияния на свой-
ства.
Сульфидные включения не определяют низких пластических
свойств, но часто сопутствуют включениям, вызывающим пониженные
свойства стали.
ГЛАВА 6
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА
ШАРИКОПОДШИПНИКОВОЙ СТАЛИ
Наибольшее количество работ, посвященных установлению влияния
включений на свойства легированных сталей и уменьшению их содер-
жания, выполнено по шарикоподшипниковым сталям. Это объясняется
прежде всего тем, что изделия из шарикоподшипниковой стали рабо-
тают с большими напряжениями на контактной поверхности шариков,
роликов и колец и наиболее чувствительны к нарушениям сплошности
этих очень небольших контактных поверхностей. Для нормальной ра-
боты машин существенное значение имеет также увеличение срока
службы подшипников, который зависит и от содержания неметалли-
ческих включений в стали. За последние годы выполнено довольно
много работ, устанавливающих влияние включений определенного ви-
да на свойства стали.
Райт и Пиндер [220] исследовали дефекты рабочей поверхности
шарикоподшипниковых колец, изготовленных из мартеновской стали,
раскисленной алюминием. Дефекты представляли собой разбросанные
трещины, которые оказались при исследовании под микроскопом вклю-
чениями, образовавшимися от разъедания футеровки желоба при вы-
пуске стали из печи и от частичного восстановления этих включений
алюминием в ковше. Крупное включение длиной 6,3 мм состояло из
силиката с корундовыми строчками. При травлении его щелочным пи-
кратом натрия можно было увидеть зерна муллита, расположенные
около корундовых частиц, разбросанных по основной массе силиката.
Райт и Пиндер отмечают, что подобные включения очень нежелатель-
ны не только потому, что вызывают образование трещин при ударных
нагрузках на деталь, но и потому, что, легко выкрашиваясь, они яв-
ляются причиной откалывания и износа поверхности подшипника.
Ряд работ, проведенных Экспериментальным научно-исследователь-
ским институтом подшипниковой промышленности, по установлению
влияния включений на усталостное выкрашивание показал, что при
обнаружении на поверхности образцов (для испытания выкрашивания)
включений значительных размеров стойкость этих образцов против
разрушения при испытании контактной усталости снижается. Крупные
включения округлой формы более вредны, чем мелкие включения окси-
дов кристаллического типа, расположенные строчками. В работе
П. А. Дворянова [221] приведены данные испытаний на усталостное
выкрашивание при наибольшей нагрузке на образцы, равной 150 кг, и
скорости вращения 17750 об/мин. Полученные результаты приведены в
табл. 25 и 26 и показывают, что глобулярные включения, диаметр ко-
торых превышает 20 мк, уменьшают стойкость против усталостного вы-
6* 83
крашивания. Присутствие на поверхности образца строчечных вклю-
чений размером больше балла 1 также снижает стойкость образца про-
тив усталостного выкрашивания. Автор считает, что оксидные включе-
ния больше влияют на усталостное выкрашивание, чем сульфидные.
Подсчет коэффициентов корреляции, по данным табл. 25 и 26, пока-
Таблица 25
ЗАВИСИМОСТЬ СТОЙКОСТИ ОБРАЗЦОВ ОТ ВЕЛИЧИНЫ ОКРУГЛЫХ ВКЛЮЧЕНИЙ
Размер округлых включений, мк Число образцов Стойкость образцов, в млн. циклов при радиусе кривиз- ны 5 мм
максимальная минимал ьная средняя
10—20 7 847,4 95,9 259,2
21—30 15 85,2 6,4 60,2
31—40 9 46,9 6,9 29,4
41—50 3 18,1 10,7 13,2
51—60 3 28,8 11,7 19,2
61—70 4 16,7 9,6 13,5
П р имечание. Коэффициент корреляции равен 0,38 ± 0,13.
Таблица 26
ЗАВИСИМОСТЬ СТОЙКОСТИ ОБРАЗЦОВ ОТ БАЛЛОВ ПО ОКСИДАМ
Оценка включений в баллах (оксиды) Число образцов Стойкость образцов в млн. циклов при радиусе кривизны 5 мм
максимальная минимальная средняя
0,5—1,0 16 686,8 46,0 153,1
1,5—2,0 9 62,5 20,2 37,9
2,5—3,0 — — — —
3,5—4,0 1 7,5 7,5 7,5
Примечание. Коэффициент корреляции равен 0,39 0,17.
зывает, что1 связь стойкости против усталостного выкрашивания с
округлыми включениями достоверна, а со строчечными включениями
не достоверна.
В работе Г. М. Заморуева и др. [222] исследовалось влияние
включений разного типа на износостойкость шарикоподшипниковой
стали. Результаты исследования показали, что глобулярные включения
увеличивают износ образцов из стали ШХ15.
В работе Уэно [223] изучались свойства кислой мартеновской стали
и основной стали, выплавленной в электропечи. Исследование показа-
ло, что свойства мартеновской кислой стали выше, чем свойства ос-
новной электростали.
Глейстер [52] исследовал неметаллические включения в стали
ШХ15, выплавленной в основной электродуговой печи. Характерными
для этой стали были глобулярные включения файялита (2FeO’SiO2)
размером около 40 мк; число их составляло около 1600 шт/см^. Ре-
зультаты усталостных испытаний 1 образца без таких включений и двух
образцов стали с глобулярными включениями приведены в табл. 27 и
1 Испытания проводились на машине Веллера.
84
Та блица 27
РЕЗУЛЬТАТЫ УСТА ЛОСТНЫХ ИСПЫТАНИЙ
Характеристика образца Переменные (по знаку) изги- бающие напр яжения, mJ дюйм2 Число циклов до излома X Ю«
С глобулярными включениями ±45 13,261
То же ±50 0,382
Без включений (±55) (20)
показывают, что глобулярные включения отрицательно влияют на уста-
лостную прочность стали. Глейстер считает, что эти включения являют-
ся типичными для основной дуговой электростали. Автор книги совме-
стно с Экспериментальным научно-исследовательским институтом под-
шипниковой промышленности 1 (ЭНИИПП) провела работу по изу-
чению влияния характера включений и технологии выплавки на уста-
лостное выкрашивание стали ШХ15.
Испытания стойкости против усталостного выкрашивания прово-
дили по методике ЭНИИПП, позволяющей условно характеризовать
стойкость в службе и устанавливать влияние химического состава, тер-
мической обработки и других факторов на стойкость шариков и колец.
Металл для исследования отбирали из большого числа плавок,
проверенных на неметаллические включения. Исследованию подвергли
кислую мартеновскую сталь и основную сталь из электрических дуго-
вых печей. Всего было исследовано 5 плавок, раскисленных алюминием,
силикокальцием и силикоцирконием (табл. 28). Плавки № 7926, 9843
раскислялись ферросилицием и алюминием в ковше (0,2 кг/т)-, плавка
№ 4614 раскислялась дополнительно силикокальцием.
Плавки были отобраны на основании подробных исследований не-
металлических включений, выполненных несколькими методами. Ре-
зультаты оценки загрязненности плавок методом максимального балла
на шлифе (по шкале ГОСТ 801—47) обобщены в табл. 29. В табл. 30
приведены результаты оценки загрязненности плавок способом оценки
на шлифах всех полей зрения с баллом 1 и выше. В табл. 31 приведена
оценка включений в плавках методом подсчета. Характерные включе-
ния приведены на рис. 47 {а — г). Плавки характеризовались следую-
щими особенностями. Плавка № 7926 содержала строчечные оксиды,
силикаты и сульфиды. Основные типы включений — корунд, силикаты
и сульфиды. Плавка № 9843 содержала много больше сульфидных
включений, много оксисульфидов и примерно такое же количество
строчечных оксидов, как плавка № 7926. Характерным для этой плавки
было наличие кристаллических окислов в оболочке стекла {рис. 47, а).
Плавка № 4614 была сильно загрязнена глобулярными и угловатыми
кристаллическими включениями алюмосиликатов кальция; сульфидов и
строчечных оксидов в плавке было очень мало, хотя и встречались
включения в оболочках сульфидов и стекол. Плавка № 69981 имела
очень большое количество строчечных оксидов, состоящих в основном
из магнезиальной шпинели, иногда сцементированной алюмосиликат-
ным стеклом; сульфидов в плавке было очень мало. Плавка № 11891
имела много нитридов циркония и небольшое количество сульфидов;
оксидных включений и силикатов в плавке было мало.
1 В работе участвовали от ЭНИИПП канд. техн, наук И. Н. Лагунцов и тех-
ник Н. К. Сизова и от завода «Электросталь» инж. М. А. Любинская, техники И. Н. Бы-
стрикова и М. И. Власкина.
85
Таблица 28
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК, %
Номер плавки Раскислители С Si Мп S Р Сг N1
7926* 1,03 0,27 0,34 0,016 0,019 1,39 0,09
9843* | FeSi-L-Al в ковше (0,2 кг/т) 1,05 0,23 0,38 0,017 0,022 1,56 0,12
4614* То же, + SiCa 0,96 0,38 0,29 0,010 0,017 1,46 0,10
69981** Al (0,4 кг/т) 1,01 0,20 0,32 0,009 0,022 1,43 0,22
11891** SiZr 1,02 0,27 0,31 0,012 0,013 1,54 0,21
* Плавки, выплавленные в кислой мартеновской печи. ** Плавки, выплавленные в основной
электропечи,
Таблица 29
РЕЗУЛЬТАТЫ ОЦЕНКИ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ МЕТАЛЛА МЕТОДОМ МАКСИМАЛЬНОГО
БАЛЛА НА ШЛИФЕ
Номер плавки Число образцов Оксиды строчечные Сульфиды Единичные включения (глобулярные и осколки)
сред- ний балл количество образ- цов, % с баллом выше сред- ний балл количество образ- цов, % с баллом выше сред- ний балл количество образ- цов, % с баллом выше
2,0 3,0 2,0 3,0 2,0 3,0
7926 35 2,56 48,6 27,2 1,85 90,7 15,1 0 0 0
9843 25 2,42 40,0 20,0 2,68 100,0 76,0 0 0 0
4614 11 0,59 0 0 2,00 36,4 18,2 3,50 100,0 72,7
69981 35 3,80 100,0 85,7 1,00 0 0 0 0 0
11891 30 1,07 0 0 1,58 53,3 16,6 0 0 0
Таблица 30
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ МЕТАЛЛА СПОСОБОМ ОЦЕНКИ
НА ШЛИФАХ ВСЕХ ПОЛЕЙ ЗРЕНИЯ С БАЛЛОМ 1 И ВЫШЕ НА ПЛОЩАДИ 1000 мм2
Номер плавки Число образцов Оксиды строчечные Сульфиды Единичные включения (глобулярные и крис- таллы)
Число полей зрения с баллами
1, 0 1.5- 2, 0 2,5— 3, 0 3,5— 4,0 I , о 1,5- 2,5- 2,0 3,0 3,5— 4,0 I , 0 I , 5— 2,0 2,5- 3,0 3,5— 4.0
7926 9843 4614 69981 11891 9 9 9 9 9 52,8 35,6 0,8 113,0 41,5 15,7 и,о °,4 84,4 4,9 1,7 1,2 0 21,0 1,4 0,8 1,2 0 8,4 0 159,0 224,0 45,2 2,7 191,1 58,1 124,4 27,2 0,2 76,8 0,6 2,3 0,4 0 1,8 0 0 0 0 0,4 95,4 33,6 11,7 1,5
Таблица 31
РЕЗУЛЬТАТЫ ОЦЕНКИ МЕТАЛЛА МЕТОДОМ УКРАИНСКОГО ИНСТИТУТА
МЕТАЛЛОВ (УИМ)
Номер плавки Общее количество включений Количество включений разных видов, % (объемн.)
% (вес.) % (объемн.) оксидов сульф идов нитридов
7926* 0,0143 0,0429 0,0142 0,0287 0
9843* 0,0216 0,0648 0,0175 0,0473 0
4614* 0,0132 0,0396 0,0340 0,0056 0
69981** 0,0183 0,0552 0.0541 0.0011 0
11891** — 0,0776 Не определяли 0,0319
* Плавки кислой мартеновской стали.
** Плавки основной электростали.
86
Образцы для испытания усталостного выкрашивания изготовляли
из круга 70—80 мм за исключением плавки № 4614, которая была про-
катана на круг 24. Ось образца была на расстоянии 12 мм от оси
штанги круга 75—80 мм и совпадала с осью для размера круга 24 мм.
Из каждой плавки изготовляли 20—30 образцов. Образцы, предвари-
тельно обточенные на черновую заготовку с припуском 0,3 мм, закали-
вали по режиму: 840° С — выдержка 30 мин., охлаждение в масле.
Закаленные образцы подвергали отпуску в течение двух часов при
150—160° С. Твердость после закалки и отпуска была в пределах 61—
64 HRC. Закаленные образцы шлифовали и полировали. Подготовлен-
ные для испытания образцы помещали на специально сконструиро-
ванную подставку со стрелкой и циферблатом (рис. 48). Подставку ус-
Рис. 48. Подставка для просмотра образцов на включения
танавливали на столик микроскопа так, что образец можно было про-
смотреть при увеличении 120 по всей окружности.
Начальное положение отмечалось чертой на валу образца. Ци-
ферблат имел 50 делений, что соответствовало 50 полям зрения на кон-
тактной поверхности по окружности образца.
Включения, имеющиеся в каждом поле зрения, зарисовывали и
измеряли, типичные включения оценивали баллами. Таким образом,
перед установкой образца на испытание полностью фиксировалась его
поверхность. Оцененные образцы устанавливали для испытания на
машины МИД-4. Скорость вращения 17750 об/мин. Общая нагрузка
на образец 150 кг. Наибольшее контактное напряжение на выбранных
образцах с радиусом 5 мм 513 кг/мм2. Среднее удельное давление
205, кг! мм2.
При появлении шума образцы снимали с машин, причем фиксиро-
валось время, которое образец простоял до начала разрушения. Неко-
торые образцы снимали для просмотра каждые 2—4 часа для обнару-
жения условий начала разрушения и мест образования очагов разру-
шения.
Все образцы по окончании испытания просматривали, причем отме-
чали номер поля, в котором произошло выкрашивание.
Результаты исцытаний приведены на рис. 49. Стойкость (в миллио-
нах циклов) подсчитывалась умножением числа часов на число обо-
87
ротов и на множитель 2, так как образец касался роликов в двух точ-
ках.
В плавке № 11891, содержащей много нитридов циркония, трудно
было определить места, сильно загрязненные нитридами, так как от-
дельные кристаллики нитридов имеют малый размер и разбросаны по
всему объему металла. Скоплений нитридов не обнаруживалось. По-
этому наиболее загрязненные поля зрения оценивались по оксидным и
сульфидным включениям. Следовательно, влияние нитридов в этой
плавке может быть определено только по средней стойкости плавки.
Полученные результаты показывают, что наиболее высокую стой-
кость обнаружили образцы плавки № 11891, очень чистой по оксидам,
хотя и имеющей значительное количество мелких разбросанных нитри-
Рис. 49. Распределение образцов различных плавок стали ШХ15 по стойко-
сти против усталостного выкрашивания:
1 — плавка № 7926; 2 — плавка № 9843; 3 — плавка № 4614; 4 — плавка № 69981;
5 — плавка № 11891
дов циркония. За ней идет плавка № 7926 с небольшой загрязненно-
стью сульфидами и оксисульфидами, затем плавка № 69981 с очень
высоким содержанием включений (оксидов). Наихудшие результаты
были получены на плавке № 9843, сильно загрязненной сульфидами и
окислами в оболочке стекла, и на плавке № 4614, сильно загрязненной
глобулярными и кристаллическими включениями значительных разме-
ров, а также кристаллическими включениями в оболочке сульфидов.
Анализ разрушений показал (табл. 32), что очаг разрушения чаще сов-
падает с наибольшими включениями, чем с другими участками образ-
ца. Однако для сульфидов в плавках № 7926 и 9843 характерно, .что
хотя разрушения некоторых образцов и произошли по участкам, где
были сульфидные включения (балл 2 и более), стойкость образцов,
разрушившихся по месту включения, не ниже средней стойкости, а да-
же выше. В плавке № 69981, в которой разрушения произошли по ок-
сидным включениям (баллы 3—4), стойкость значительно понижена
против средней. Низкую стойкость имеет также образец плавки № 4614,
разрушившийся по месту крупного глобулярного включения. В плавке
№ 11891 из трех образцов с началом разрушения в районе сульфидных
включений один образец имел низкую стойкость, возможно, вызванную
88
Таблица 32
ВЛИЯНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ НА СТОЙКОСТЬ ОБРАЗЦОВ И ОБРАЗОВАНИЕ ОЧАГОВ
РАЗРУШЕНИЙ
Номер плавки Число образ- цов, оценен- ных по всей поверхности Число образцов, в которых очаг разру- шений совпал с наибольшим включением Средняя стойкость образцов
всего в том числе включений разных видов, % всех испытан- ных млн. циклов разрушенных по месту наибольшего включения
шт. % оксиды сульфиды глобули
7926 20 5 25,0 1 * 4 347 542,5
9843 23 1 4,4 — 1 — 185 256,3
4614 25 1 4,0 — — 1 193 51,2
69981 24 4 16,7 4 — 363 109,4**
11891 25 3 12,0 — 3 —. 493 186,3 ***
* Оксиды 1,5 балла. ** Три образца со стойкостью меньше 100 млн. циклов. *** Один образец,
о стойкостью меньше 100 млн. циклов.
другими причинами, так как в месте разрушения отмечены продольные
трещины.
Значительный разброс значений стойкости объясняется главным
образом причинами методического характера (неточности при изготов-
лении образцов, различие в чистоте поверхности, состояние поверхно-
сти роликов и т. д.). Поэтому выводы должны быть сделаны с осто-
рожностью. В табл. 33 сопоставляются результаты испытаний плавок,
Таблица 33
СОПОСТАВЛЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ ИСПЫТАНИЙ РАЗНЫХ ПЛАВОК
Номер плавки Средняя стой- кость, млн. циклов Ошибка средней Номер плавки, с которой проводи- лось сравнение Разница средних Ошибка разности Критерий досто- верности разли- чия плавок
347 73 9843 162 76 2,1
7926 347 73 4614 154 83 1,9
347 73 69981 16 108 0,1
347 73 11891 146 80 1,8
185 22 4614 8 46 0,2
9843 185 22 11891 308 38 8,1
193 40 69981 170 89 1,9
4614 193 40 11891 300 52 5,8
69981 363 79 9843 178 83 2,1
11891 493 33 69981 130 85 1,5
свидетельствующие о несомненной разнице в отношении их стойкости.
Отдельные крупные включения, особенно силикаты, расположенные
на рабочей поверхности, снижают стойкость, если разрушение проходит
по этим включениям.
89;-
Образование очага разрушения может начаться и не в том месте,
где расположено включение, в этом случае причины разрушения дру-
гие.
Таблица 34
СОПОСТАВЛЕНИЕ СЛУЧАЕВ СОВПАДЕНИЯ УЧАСТКОВ РАЗРУШЕНИЯ С МЕСТОМ
НАХОЖДЕНИЯ НАИБОЛЬШИХ ВКЛЮЧЕНИЙ
Номер
.плавки
7926
9843
4614
69981
11891
А. Образцы с включениями больше балла
2,0 или больше 3 0 мк
число образцов,
разрушивших ся
по наибольшему
включению
шт. %
число образцов,
разрушившихся
по наибольшему
включению
Б. Образцы с включениями с
баллом <2,0 или < 30 мк
ШТ. | %
Сульфиды
»
Глобули
Оксиды
Сульфиды
5
6
13
13
о
221 ±63
165+40
181±64
188±45
40,0
0
7,7
23,1
15
6
12
И
25
389±93
165±43
207+46
570+142
493
3
1
о
1
3
20,0
17,0
0
9,1
12,0
168
11
26
382
112
59
79
149
1,5
0,2
0,3
2,6
Из табл. 34 видно, что стойкость образцов с крупными и мелкими
включениями у плавок с невысокой средней стойкостью примерно
одинакова. У плавок с высокой стойкостью образцы с крупными вклю-
чениями имеют более низкую стойкость. Понижение стойкости образ-
цов с крупными включениями наблюдается в случае совпадения места
разрушения с включением, а также и в случае несовпадения очага
разрушения с включением. Последнее, возможно, связано с тем, что
образцы с крупными включениями соответствуют участкам металла с
более резко выраженной ликвацией примесей, влияющих на структуру
и стойкость образцов.
Рассмотрение влияния характера включений на возникновение
очагов разрушения показало, что сульфидные включения редко яв-
ляются непосредственной причиной преждевременного разрушения.
Строчечные разрозненные оксиды также, как правило, не вызывают
образования очагов разрушения. Крупные же включения силикатов и
глобулей чаще других видов включений вызывают образование очагов
разрушения.
Средняя стойкость образцов с большими включениями по суль-
фидам и глобулям (не послужившим причиной образования очагов
разрушения) не отличается от.средней стойкости образцов с неболь-
шими включениями этого вида. Средняя стойкость образцов с больши-
ми оксидными включениями (типа полупластичных силикатов) ниже,
чем средняя стойкость образцов с небольшими оксидными включения-
ми, в том числе и в тех случаях, когда включение не явилось причиной
образования очагов разрушения.
Таким образом, понижение стойкости против усталостного выкра-
шивания может быть значительным для отдельных образцов с круп-
ными включениями на поверхности, в то же время средняя стойкость
большинства образцов данной плавки может быть высокой (плавка
№ 69981). Возможен и другой случай, когда низкая стойкость является
характерной для всех образцов данной плавки даже при отсутствии
крупных включений на поверхности образцов (плавки № 9843 и 4614).
По-видимому, снижение стойкости в этих плавках определяется нали-
цо
чием дисперсных включений, образовавшихся в результате особенно-
стей выплавки. Признаком наличия таких включений в плавке № 9843
являются включения кристаллических окислов с оболочками из
стекла. *
За последние годы проводилось много работ в направлении умень-
шения количества и размеров включений в шарикоподшипниковой ста-
ли для повышения ее качества.
Работы по изучению режима раскисления основной стали, выплав-
ленной в электродуговой печи [224, 225], показали, что хорошие резуль-
таты получаются при раскислении стали под карбидным шлаком в те-
чение примерно 40—60 мин. с последующим переходом к выпуску
на белый шлак. Перед выпуском плавку следует раскислять алюмини-
ем в количестве 0,4—0,6 кг/т. Большое значение имеет режим предва-
рительного раскисления.
По данным П. М. Данилова [226], в стали встречаются загрязнения,
представляющие-собой выделения растворенных окислов в процессе
охлаждения стали при ее кристаллизации.
В. Ф. Смоляков, Е. С. Калинников и В. Д. Потапов [227] с помощью
радиоактивных изотопов нашли, что загрязнение стали частично вы-
звано запутыванием рафинировочного шлака. Содержание в стали
включений, связанных с рафинировочным шлаком, достигает 10% об-
щего содержания включений.
С. Г. Воинов и В. А. Бояршинов [228] считают, что эмульгирование
печного шлака в металл при сливе является основной причиной за-
грязнения неметаллическими включениями шарикоподшипниковой ста-
ли. Для уменьшения загрязненности авторы предлагают понижать кар-
бидность шлака к выпуску металла из печи. С. И. Сапиро [229], анали-
зируя условия всплывания, показал, что прилипание шлака может быть
уменьшено снижением содержания в нем углерода, так как последнее
приводит к повышению межфазового натяжения.
При выплавке шарикоподшипниковой стали в кислых печах крем-
невосстановительным процессом А. А. Киселев, М. П. Лапшова и
М. Н. Кулькова [230] установили, что с повышением температуры повы-
шается загрязненность стали включениями главным образом оксидами.
Оптимальная температура перед выпуском 1580—1600° С. С повышением
количества восстановленного кремния (желательно иметь более 0,23%)
уменьшается балл по оксидам. Оптимальное количество алюминия при
этом составляет 80—100 г/т. При раскислении силикоцирконием реко-
мендуется вводить его в количестве 150—200 г/т (по цирконию). При-
менение силикокальция приводит к образованию глобулярных вклю-
чений [231].
Работа В. А. Кудрина, Е. И. Тюрина и Ю. М. Нечкина [232] показа-
ла, что применение для раскисления кислой стали силикокальция по-
лезно, но не должно превышать 600 г/т. С. Бакштром [233] исследовал
содержание неметаллических включений в кислой мартеновской шари-
коподшипниковой стали по ходу плавки, разливки и в слитках. В ра-
боте учитывались включения размером 10 мк и более. Он установил,
что в начале плав<ки получается минимальное содержание включений
О,2Х Ю_3,°/о (объемн.). После дачи силикомарганца и феррохрома ко-
личество включений составило 0,5 X 10% после слива плавки количе-
ство включений увеличилось до 1,5Х 10~3, % (объемн.), после 10-мин.
выдержки в ковше количество включений снизилось до 0,7—0,8X10-3,
% (объемн.). Распределение включений в слитке было следующим, %
(объемн.): верх слитка содержал 0,8 X ГО3, середина слитка 0,7X10-3
и низ слитка 0,4X10-3.
91
Г. Н. Ойкс и др. [234] применили для шарикоподшипниковой ста-
ли вакуумирование в ковше. Новая технология была основана на сле-
дующих положениях.
1. Дл’я того, чтобы получить к моменту выпуска металл, не содержа-
щий в растворе сильных раскислителей, восстановительный период про-
водят без применения ферросилиция и алюминия; при вакуумировании в
ковше такой металл интенсивно раскисляется углеродом.
2; Ферросилиций и алюминий вводят в металл под вакуумом в
конце вакуумирования — главным образом для легирования. Резуль-
таты испытаний металла в круге 14—24 мм показали уменьшение за-
грязненности металла кислородными включениями при выплавке по но-
вой технологии.
С. Г. Воинов и В. А. Бояршинов [228] в результате многочисленных
опытов по улучшению технологии выплавки шарикоподшипниковой ста-
ли рекомендуют сократить период пребывания металла под карбидным
шлаком и иметь в шлаке не более 1,5% карбида кальция, а также вы-
пускать металл под светлым шлаком, при следующем температурном
режиме плавки: перед скачиванием шлака 1560—1580° С, в начале ра-
финирования 1530—1550° С, перед выпуском 1560—1580° С ив ковше
1520—1550° С и ряд других мероприятий.
Большое внимание уделялось последнее время работам по установ-
лению влияния печных и разливочных огнеупоров на загрязненность
стали включениями. Исследования в большинстве случаев выполнялись
с помощью радиоактивных изотопов. Скала, Тлуста [236], изучая при-
чины образования включений, установили с помощью изотопов, что до
40% неметаллических включений составляют экзогенные включения, из
них 8—11% попадают в металл из футеровки печи.
Работами [237—241] с использованием изотопов подтвердилась зна-
чительная роль сталеразливочных огнеупоров при загрязнении металла
экзогенными включениями. Ю. А. Шульте [242] считает, что большая
часть загрязнений вносится сифонными огнеупорами.
В работе, выполненной автором с М. А. Любинской и Н. Д. Орехо-
вым [243], исследовалось влияние различных огнеупоров ковша и си-
фонного припаса на загрязненность стали включениями. Установлено-
следующее.
1. Из трех видов огнеупоров (шамотного, каолинового и высокогли-
ноземистого) наименьшая загрязненность металла включениями и наи-
большая стойкость получены при применении высокоглиноземистого
огнеупора, содержащего 72—75% А12О3 и имеющего пористость 5,6%.
2. Количество радиоактивных включений из футеровки ковша изме-
няется по отдельным пробам в пределах 1,1—7,8% и зависит от
футеровки ковша и температуры металла. Чем выше температура, тем
больше количество радиоактивных включений в стали, т. е. с повыше-
нием температуры увеличивается загрязненность стали.
3. Опытные огнеупоры сифонного припаса (шамотный, графитоша-
мотный, каолиновый, высокоглиноземистый) не показали существенно-
го влияния на содержание неметаллических включений. Однако, по
данным, металлографического исследования, производственный шамот-
ный огнеупор показал значительно худшие результаты, чем опытный.
Отсутствие влияния опытного огнеупора, возможно, объясняется вы-
соким качеством изготовленного опытного огнеупора по сравнению с
обычным.
На рис. 50 приведены типичные включения разливочных огне-
упоров.
92
Наиболее эффективным методом улучшения качества стали для
подшипников в настоящее время является предложенный институтом
им. Е. Патона метод электрошлакового переплава [244]. Способ состо-
ит в переплаве заготовок стали, представляющих собой электроды,
через слой специально подобранного шлака с кристаллизацией металла
в водоохлаждаемом металлическом кристаллизаторе. Этот метод по-
зволяет получать сталь, значительно более чистую по включениям и
плотную по макроструктуре, чем сталь, полученная другими способами
производства.
При переплаве химический состав прутков практически не меняется;
лишь несколько уменьшается содержание кремния (на 0,07—0,09%),
серы (на 0,005%) и углерода (на 0,01%). Характерным для метода
электрошлакового переплава, не допускающего контакта металла с
огнеупорами, является отсутствие крупных скоплений включений, при
этом и общее содержание включений уменьшается. При оценке по
шкале ГОСТ 801—47 средний балл по оксидам снижается с 2,65 до
1,03, а по сульфидам с 2,26 до 0,75. Количество электролитически выде-
ленных включений уменьшается в два раза. Брак готовых колец под-
шипников из электрошлакового металла оказался ниже брака колец из
металла обычной выплавки.
ГЛАВА 7
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА КОНСТРУКЦИОННОЙ
ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Для конструкционных легированных сталей служебной характериг
стикой являются свойства прочности при различных способах нагруже-
ния. Поэтому наиболее интересно проследить за влиянием включений на
механические свойства стали. Влияние различных условий выплавки и
раскисления на механические свойства конструкционной стали изуча-
лось в ряде работ. Результаты некоторых работ приведены в гл. 1.
В. Заморуев [248], сравнивая качество цементуемой хромоникеле-
вой стали, выплавленной в основной электродуговой печи на твердой
завалке и дуплекс-процессом (табл. 35), показал преимущество послед-
Таблица 35
СРАВНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СТАЛИ, ВЫПЛАВЛЕННОЙ НА ТВЕРДОЙ ЗАВАЛКЕ
И ДУПЛЕКС-ПРОЦЕССОМ С РАЗЛИЧНЫМ СОДЕРЖАНИЕМ УГЛЕРОДА
Характеристика процесса Содержание углерода, %
0,10—0,12 0,12—0,14 о, 14 — 0,16
аь 4 ak аь 4 ak °ь Ф ak
Твердая завалка .... 75,3 55,3 15,8 79,4 55,5 14,5 82,6 47,7 11,9
Дуплекс-процесс .... 77,9 59,2 16,4 84,7 60,1 13,4 88,5 53,4 13,1
него процесса, так как при заливке ,в электропечь подготовленного горя-
чего металла удается быстрее приступить к его рафинированию и прове-
сти его при хорошем состоянии печи.
М. М. Филиппычева [249] исследовала влияние некоторых факторов
плавки на ударную вязкость стали 18ХНМА, выплавленной в мартенов-
ской печи. В работе установлено, что высокие свойства этой стали полу-
чаются при низком содержании фосфора и серы и при оптимальном со-
держании углерода, хрома, никеля и молибдена.
М. И. Колосов и др. [250] изучили распределение включений по высо-
те слитка на стали марок ШХ15, 18ХНВМА, 12Х2НЧА и 12ХНЗА. Резуль-
таты исследований показали, что распределение включений в 1200-кг
слитках с конусностью 4% при оценке загрязненности в заготовке по
эталонным шкалам одинаково и закономерно. Загрязненность оксидны-
ми и силикатными включениями увеличивается к донной части слитка.
Загрязненность сульфидными включениями больше в подприбыльной
части слитка.
94
3. М. Калинина [115] приводит данные по влиянию различных приса-
док алюминия на дефекты в изломах мартеновской и электродуговой
стали ЗОХГСА (табл. 36).
Таблица 36
ВЛИЯНИЕ ПРИСАДОК АЛЮМИНИД НА ДЕФЕКТЫ В ИЗЛОМАХ СТАЛИ ЗОХГСА
Плавильный агрегат Количество алюминия кг!т Способ присадки алюминия Число слитков Размер заготовки мм Характеристика излома
Дуговая 0,0 4 Сколов нет
электропечь 0,2 В печь 8 220 То же
0,3 То же 16 » »
0,4 В изложницу 4 Слабые сколы
0,8 То же 8 Много грубых
СКОЛОВ
0,8 В печь 8 То же
Мартеновс- 0,0 4 Сколов нет
кая 0,3 В изложницу 4 То же
печь 0,6 То же 4 170 Сколы по сеченик>
0,9 » » 4 Много сколов
А. К. Петров сообщает [251] о проведенной на заводе работе по улуч-
шению технологии выплавки легированной конструкционной стали в ду-
говых электропечах.
В стали 38ХМЮА была устранена пятнистая ликвация и резко сни-
жен брак по излому благодаря изменению порядка легирования стали
алюминием. Алюминий начали давать в печь после полного скачивания
шлака на чистое зеркало металла за 30 мин. до выпуска плавки. Прежде
алюминий давали в ковш. Брак по слоистому излому в стали 38ХВФЮА
был устранен также после того как изменили порядок дачи алюминия.
Алюминий начали давать в печь за 30 мин. до выпуска, а ванадий — в
ковш.
Представляют большой интерес работы по использованию легиро-
ванных отходов при выплавке легированных сталей в электропечах.
С. Г. Воинов [252] предложил выплавлять сталь марок ЗОХГСА и
18ХНМА на 70—80% собственных отходов с дачей в завалку 2,5—5%
хромистой руды. Опыты показали удовлетворительные результаты, одна-
ко при воспроизводимости этих результатов в промышленных условиях
качество1 металла по механическим свойствам оказалось ниже, чем каче-
ство металла, выплавленного1 на свежей шихте с кипом.
Работой С. Г. Воинова и В. М. Селиванова [253] с использованием
отходов легированного листа показано, что при переплаве от 30 до 70%
отходов хромоникельмолибденового листа на плавках марок 12ХНЗА,
18ХНМА и др. в случае полного окисления рудой до следов кремния, со-
держания остаточного хрома 0,32% и молибдена 0,15% свойства выплав-
ленных и обычных плавок практически одинаковы.
В дальнейшем такая технология не применялась, так как приводила
к значительным потерям легирующих элементов. В работе Ф. П. Едне-
рала [254] было показано, что при различных способах выплавки стали
40ХГФ на отходах получаются плавки различной степени загрязненно-
сти (табл. 37).
95
Т аблица 37
СРАВНЕНИЕ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ ПЛАВОК 40ХГФ С РАЗЛИЧНЫМ ПРОЦЕНТОМ ОТХОДОВ
Способ выплавки Число плавок Индекс по включениям N„ % Количество включений, % (объемн.)
всего SiO2
£ окислением на углеродис- той шихте 2 8,4 0,0025 0,014 0,002
Без окисления, с 70% отхо- дов 6 10,4 0,0010 0,013 0,002
То же, с 100% отходов . . 5 8,5 0,0008 0,012 0,002
Автор считает, что на отходах могут быть получены плавки удовлет-
ворительной чистоты, хотя имеется некоторое повышение содержания
азота при многократных переплавах.
Ю. А. Шульте [255] считает, что при выплавке стали на отходах без
окисления качество получаемой стали не хуже, чем при выплавке на
свежей шихте. По данным М. И. Зуева и др. [256], качество стали, вы-
плавленной на отходах, не хуже качества стали, выплавленной на свежей
шихте с кипом.
В. И. Дьячков и др. [246] занимались усовершенствованием техноло-
гии выплавки в основных печах и разливкой высокохромистой никель-
молибденовой стали. В работе было показано, что большой брак заго-
товки и готовых изделий из хромоникелемолибденовой стали с содержа-
нием 2,5% Сг вызван в основном дефектами, связанными с наличием
оксидных включений. Исследование распределения брака по высоте слит-
ка показало наибольший брак изделий из прутков от нижней части
слитка. Сравнение выплавки в основных и кислых печах не показало
преимущества кислой стали. Применение хромомагнезитовых сводов в
основных печах позволило внести изменения в технологию выплавки.
Вместо введения феррохрома в раскисленную сталь его начали вводить
в кипящую ванну, имеющую достаточно высокую температуру для бы-
строго расплавления феррохрома. Ванна с хромом должна кипеть около
30 мин., после чего на шлак присаживается раскислительная смесь, а
затем корректирующая добавка феррохрома (около ’/з всего количества
присаживаемого феррохрома).
Введение феррохрома в период окисления наиболее эффективно.
Улучшение условий разливки применением деревянных рамок также
привело к уменьшению брака по включениям, особенно по поверхнЛт-
ным волосовинам.
Большая и интересная работа по изучению влияния неметалличе-
ских включений на свойства стали была выполнена Ф. Юджином [35].
Для выявления степени пораженности металла посторонними вклю-
чениями автор при исследовании макро- и микроструктуры применил
реактив Фремона, состоящий из 100 г воды, 10 г иода и 20 г йодистого
калия. Исследование включений на полированных нетравленых шлифах
возможно только под микроскопом и представляет собой весьма трудо-
емкую и сложную работу. При травлении реактивом Фремона хорошо
выявляются и мелкие включения. Действие реактива Фремона по срав-
нению с действием других реактивов (соляной кислоты, реактива Бау-
мана и др.) наиболее эффективно. Хорошие результаты были получены
при использовании его в следующих условиях: предварительно отшли-
фованный на бумаге «0000» образец подвергали травлению йодистым
реактивом в течение одной минуты. Шлиф оказывался очень разъеден-
ным с резко выявленной дендритной структурой (рис. 51).
96
После незначительной полировки такого шлифа на сукне с окисью
алюминия контуры дендритов исчезали и оставались только многочис-
ленные следы травления, которые при малом увеличении не давали яс-
ного представления о распределении включений. При вторичном травле-
нии в течение 10—1:5 сек. дендриты оставались почти непротравленны-
ми, а умеренному травлению подвергались только междендритные про-
странства, в которых сосредоточено большое количество включений.
Травление позволило хорошо выявить не только видимые невооружен-
ным глазом включения, но и микровключения размером в несколько мик-
рон, окружающие разъеденное крупное включение (рис. 52). Травле-
ние прекратилось раньше, чем эти включения могли бы исчезнуть.
Механизм травления протекает следующим образом: сначала начинает-
ся травление вокруг включения, постепенно оно проникает в глубь
включения и травление может быть доведено до такого состояния, что
включение полностью удалится из своего гнезда при промывке или об-
дувке шлифа (рис. 55, а, б, в, г).
Целая серия опытов по обнаружению включений, проведенных с
применением реактива Фремона, показала его пригодность для выяв-
ления посторонних включений при достаточно тщательной предвари-
тельной шлифовке образцов. Разъедание поверхности свидетельствует
о наличии посторонних включений в металле.
Реактив Фремона применили для исследования макроструктуры
труб; контролировали оба конца каждой трубы, соответствующие верх-
ней и нижней части слитка. Исследование показало, что верхняя часть
слитка загрязнена включениями гораздо больше, чем нижняя. Обнару-
жилось два вида разъедания металла реактивом, а именно? один полу-
чается в местах значительной дендритной ликвации, а другой приводит
к обнаружению на продольных шлифах длинных полос посторонних
включений.
Участки, соответствующие разъеданию первого вида, состоят из
включений размером от одного микрона до десятых долей миллиметра
(рис. 53). Строчки включений второго вида имеют длину обычно до
10 мм, в среднем 5 мм. В поперечном сечении встречаются темные точ-
ки, разбросанные по всей поверхности, или в части поверхности, но не
обязательно по оси образца.
Изучалось также влияние включений на поведение стали при за-
калке. Продольные образцы размером 10 X 20 х 30 мм вырезали из
зоны, близкой к оси заготовки. Образцы нагревали до 850° С, выдер-
живали при этой температуре в течение 10 мин. и закаливали в воде
при 20° С. Обработка повторялась четыре раза. После каждой обра-
ботки образцы шлифовали и осматривали под микроскопом. Трещин
обнаружено не было ни на одном образце. Для последующих испыта-
ний образцы вырезали так, чтобы на одной из больших поверхностей
обязательно встречались строчки включений, предварительно выявлен-
ные реактивом Фремона. Поверхность образцов тщательно шлифовали
до полного удаления следов травления и затем их подвергали закалке.
При этом из трех образцов два дали трещины в зоне расположения
включений. После шлифования и полирования образцов при увеличе-
нии в 500 раз можно было наблюдать в участках с неоднородной струк-
турой наличие многочисленных мелких трещин, являющихся продол-
жением вытянутых включений. Трещина, образовавшаяся в конце
крупного включения, по-видимому, затем распространяется под влияни-
ем более мелких включений размером порядка одного микрона. Иссле-
дования микротвердости микросклерометром показали повышенную
твердость в зоне включений в случае, если трещины образовались в
7 М. И. Виноград 97
этой зоне, а также и если они отсутствовали. Возникновение трещин
вызывается напряжениями от различия в изменениях объема включе-
ния и металла при охлаждении, усиленного аллотропическим превра-
щением. Включение, кроме того, играет роль надреза.
Исследовалось также влияние строчек включений на поведение
стали при испытании на изгиб образцов с надрезом. Образцы вырезали
так, чтобы надрез ударного образца был 'расположен вблизи центра
прутка. Место расположения включений отмечалось кернами после из-
готовления образцов.
Участок образца, занятый включениями, составляет от Vs Д° ’/з
максимум размера поперечного сечения образца под надрезом.
Результаты, полученные при испытании ударной вязкости этих об-
разцов по сравнению с результатами испытаний образцов, вырезанных
в непосредственной близости к ним, но из однородного материала по-
казывают, что ударная вязкость меньше в 7з — 2/з раза.
Исследование ударной вязкости при низких температурах, детали,
лопнувшей при 0° С показало, что снижение при 0° (по сравнению с
18° С) составляет 27%, а при минус 15° С 38% (при 18° С ударная вяз-
кость составляла 4,75 кг/см2). Микроструктура показала наличие зна-
чительного количества включений.
Для установления связи между включениями и ударной вязкостью
изготовляли ударные образцы (поперечные) из участков с значитель-
ным количеством включений, определенных с помощью реактива Фре-
мона, и из участков однородного металла (той же заготовки). Резуль-
таты испытаний показывают отчетливую разницу в ударной вязкости
(табл. 38). Таким образом, травление реактивом Фремона позволяет
Таблица 38
РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ СТАЛИ, ПОРАЖЕННОЙ ПОСТОРОННИМИ
ВКЛЮЧЕНИЯМИ СТРОЧЕЧНОЙ ФОРМЫ, А ТАКЖЕ ВПОЛНЕ ДОБРОКАЧЕСТВЕННОЙ
ОДНОРОДНОЙ СТАЛИ
Номер заготовки а&, кгм^см* стали без включений а&, ksmJcm2 стали с одним строчечным включением в плоскости излома Уменьшение: ударной вязкости
А В в А Б в %
1 5,2 6,1 5,3 3,8 4,8 4,8
1 5,0 6,1 6,5 4,3 5,5 5,7
о 5,0 4,8 5,3 ИО
5,7 5,5 4,8 3,36 — 2,7
о 3,2 4,0 3,8 ЛА
О 3,6 4,3 4,1 1,4 — 1.6 ОО
А 5,5 6,3 5,3 __ Е 1
4 5,5 6,3 5,3 2,9 — 2,5 и*
Е 4,1 5,2 4,8 ОК
О 4,4 4,5 4,8 3,5 3,8 2,9 ОО
Примечание. А — центр заготовки; Б — середина радиуса; В — край заготовки.
предопределить уровень ударной вязкости, причем разница в свойствах
невелика при 20° С-, а с понижением температуры испытания ударная
вязкость плавок с включениями заметно снижается.
Исследования влияния включений на свойства проводили также
на разрывных образцах, вырезанных в поперечном направлении. Из.
98
заготовок вырезали плоские образцы, которые были отполированы по
большей поверхности, и подвергали действию растягивающей нагрузки
до максимального значения. Потом их разгружали, осматривали при
увеличении в 1000 раз и снова нагружали.
При достижении разрывной нагрузки на поверхности образца по-
является много трещин, всегда проходящих через включения в зоне су-
жения площади поперечного сечения образца, причем эти трещины
редко располагаются на остальной поверхности образца. Распростра-
нение трещин от одного включения к другому показано на рис. 53 и 54.
Затем исследовали статистическую зависимость между чистотой
стали (по загрязненности включениями) и механическими свойствами.
Испытывали серию образцов из однородного металла и металла,
показавшего при травлении реактивом Фремона значительную загряз-
ненность включениями. Данные показывают, что ударная вязкость за-
грязненных образцов по Фремону значительно ниже ударной вязкости
образцов из однородного металла. При сравнении образцов, вырезан-
ных из средней части «верхних» и «нижних» дисков, разница между эти-
ми группами образцов становится более резко выраженной. Средняя
ударная вязкость металла «верхних» дисков изменяется от 4,3 до
5,9 кгм1см2, а металла «нижних» дисков от 4,1 до 4,8 кгм!см2.
В табл. 39 приведены данные о влиянии включений на результаты
испытаний образцов на разрыв.
Таблица 39
ПРЕДЕЛ ПРОПОРЦИОНАЛЬНОСТИ, ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ И ОТНОСИТЕЛЬНОЕ
УДЛИНЕНИЕ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ ОБЫЧНОЙ И СТАЛИ С ВКЛЮЧЕНИЯМИ
Сталь кг/лслс* аь кг/мм2 8, % Сталь KZ^MM2 аь кг/мм2 8, %
Пораженная включениями: верхний диск 63,1 78,6 14,2 Обычная: верхний диск нижний диск 62,6 60,8 77,9 76,5 15,1 14,4
нижний диск средние значе- ния . . 63,1 63,1 78,4 78,5 14,3 14,3 средние значения 61,6 77,2 14,8
Пластичность стали с включениями несколько ниже, чем обычной
стали.
Таким образом, автор установил, что:
1) включения обычные и вытянутые в строчки способствуют обра-
зованию трещин при закалке;
2) присутствие включений в термически обработанных образцах
стали оказывает отрицательное влияние на ударную вязкость попереч-
ных образцов;
3) присутствие многочисленных точечных включений в стали ха-
рактеризует повышение температуры хладноломкости;
4) результаты испытания на разрыв поперечных образцов стали с
посторонними включениями показали, что последние не оказывают влия-
ния на предел пропорциональности и предел прочности стали, но заметно
уменьшают местное относительное удлинение при разрыве и истинный
предел прочности.
Каммингс, Стьюлен и Шульт [141] методом статистической обра-
ботки результатов усталостных испытаний большого количества образ-
цов исследовали влияние размера и формы включений на усталостную
прочность стали 4340, содержащей 0,385—0,405% С; 0,72—0,79% Мп;
7* 99
0,008—0,009% Р; 0,015—0,018% S; 0,30—0,32% Si; 1,74—1,80% Ni;
0,81—0,85% Cr; 0,22—0,25% Mo, а также лабораторной вакуумной
плавки, содержащей 0,42% С; 0,72% Мп; 0,002% Р; 0,006% S; 0,23%
Si; 1,85% Ni; 0,86% Cr; 0,28% Mo.
В исходном состоянии образцы подвергали термической обработке
по трем режимам для получения предела прочности: 98,5; 133,5 и
184 кг)мм2, а после полирования—снятию напряжений. Усталостные
испытания проводили на машине Мура. После испытаний определяли
размеры включений в изломе образцов. Показателем величины вклю-
чений служил среднегеометрический диаметр включения. Статистиче-
ский анализ показал, что существует линейная связь между размером
включений в изломе и долговечностью образца с пределам прочности
98,5 кг1мм2 при циклическом напряжении 60 кг/мм2. Включения имели
округлую форму, так как не деформировались при прокатке.
По данным завода-изготовителя, включения представляют собой
комплексные алюмосиликаты марганца. Для образцов повышенной
прочности при более высоких напряжениях связь между размером
включений и долговечностью образцов не установлена, так как при
высоких переменных напряжениях появляется большое число зароды-
шевых трещин и влияние отдельных включений проявляется в меньшей
степени. В лабораторной плавке число зародышевых трещин в изломе
больше, чем в промышленной, что может быть результатом наличия
большого числа субмикроскопических включений. Из рассмотрения ме-
ханизма усталостного разрушения делается вывод о том, что первая
микротрещина на поверхности образца связана с крупным включени-
ем независимо от величины напряжения; конечное разрушение образца
не обязательно связано с первоначальной трещиной. Расположение
первой микротрещины не зависит от уровня напряжений. Число тре-
щин на поверхности сломавшегося образца (вне поверхности излома)
тем больше, чем выше напряжение. Сталь с большим количеством мел-
ких включений, например, выплавленная под вакуумом, должна иметь
пологую первую ветвь усталостной кривой, чем обычная сталь. Устра-
нение дисперсных включений и других концентраторов микронапряже-
ний должно способствовать повышению долговечности образцов при
небольших перегрузках.
В работе П. И. Мелехова [264] показано, что существует некоторая
связь между количеством включений и свойствами конструкционной
стали марок 18ХНВА и ЗОХГСА.
В 'работе Вильяма, Штеварда и Вильямса [265] показано, что влия-
ние вытянутых включений на свойства в продольном направлении весь-
ма незначительно. При испытании поперечных образцов включения
существенно влияют на свойства, так как они играют роль надреза.
Отношение предела текучести к пределу прочности при значительном
количестве включений уменьшается с 0,35—0,50 до 0,2—0,3. Глобуляр-
ные включения мало влияют на свойства.
К. А. Малышев [267] считает, что образование камневидного из-
лома может быть во всех сталях и является результатом несоответст-
вия между температурой нагрева при горячей механической обработке
и металлургической природой плавки. Чувствительность стали к кам-
невидному излому зависит от состава и растворимости присутствующей
в ней неметаллической фазы. Переплав в вакууме уменьшает чувстви-
тельность к камневидному излому. Напротив, добавка серы увеличива-
ет склонность к камневидному излому. Таким образом, автор считает,
что уменьшения склонности к камневидному излому можно достигнуть,
регулируя количество и состояние неметаллической фазы.
100
С. С. Носырева и А. М. Полякова [268, 269] с помощью радиоактив-
ного изотопа кальция изучали причины образования камневидного из-
лома в конструкционных сталях и установили, что камневидный излом
вызывается наличием сульфидов по границам зерен.
Огерман [270] исследовал состояние границ зерен при перегреве
хромоникелевольфрамовой стали. Исследовалось влияние температуры
нагрева, выдержки и скорости охлаждения на характер излома, удар-
ную вязкость и микроструктуру двух плавок: 0,20—0,16% С; 0,41 —
0,45% Мп; 0,22—0,26% Si; 0,071% Р; 0,013—0,018%' S; 1,46—1,50% Ст;
1,09—0,90% W; 4,42—4,48% Ni; 0,025—0,03% Мо. Предварительный
перегрев применяли до 1200—4350° С. Нагрев до 1250° С не изменил
характера излома. Напрев при 1300° С вызывает' образование нафта-
линистого излома независимо от времени выдержки и скорости охлаж-
дения. Исправить излом удается только на тех образцах, которые после
перегрева охлаждались с печью или в масле. Образцы, охлаждавшиеся
после перегрева до 1300° С в песке или на воздухе, не поддаются ис-
правлению излома двойной закалкой или двойной нормализацией и
имеют камневидный или смешанный (нафталинисто-камневидный) из-
лом. Исправление перегрева можно осуществить нагревом до 1200° С
и медленным охлаждением в печи. Металлографическое исследование
шлифов, подвергнутых электролитическому травлению, обнаружило в пе-
регретых образцах вдоль границ округлые выделения, окрашенные в
различные цвета.
Наиболее вероятной теорией, по мнению автора, является адсорб-
ционная теория, согласно которой при определенной (критической) ско-
рости охлаждения в интервале температур 1350—1200° С границы зерен
обогащаются некоторыми элементами.
Рядом исследователей [200, 201, 213 и др.] изучены включения в
печи перед выпуском и в ковше в различные моменты разливки.
Э. Плекингер изучил большое число плавок [271]. Включения ис-
следовались в 5-ка пробах, отливавшихся в изложницу. Из проб были
вырезаны образцы на расстоянии */з высоты (от низа пробы).
Окисные включения выделяли по способу Клингера и Коха в элек-
тролите с последующим хлорвакуумным разделением. Рядом с образ-
цами для выделения включений были отобраны образцы для определе-
ния кислорода методом горячей экстракции.
От каждой плавки отбирали следующие пробы.
Из печи: а) пробу из мартеновской печи по окончании плавки
за 1—3 мин. до выпуска; б) пробу из электродуговой печи после дачи
ферросилиция при раскислении и следующую пробу непосредственно
перед выпуском.
Из к-о>вша: а) по окончании выпуска от-металла, находящегося
в верхней части ковша на расстоянии 300—400 мм от шлака; б) после
отливки каждого поддона или слитка через стопор.
Металлографический метод исследования состоял в подсчете пло-
щади, занятой включениями, и определении процентного отношения
этой площади к площади поля зрения. Полученная величина давала
значение количества в процентах (объемн.) включений, однако в даль-
нейшем выяснилось, что точность металлографического метода оценки
очень мала и от него пришлось отказаться. Метод электролитического
выделения, по мнению автора, дает гораздо более точные результаты.
Результаты исследования мартеновской стали позволяют сделать
следующие выводы: содержание в стали шлаковых включений после
введения в нее легирующих элементов перед выпуском главным обра-
зом зависит от содержания в ванне кислорода, которое в свою очередь
101
зависит от содержания углерода и температуры нагрева ванны. Сталь,
имеющая в печи 0,1% С, содержит 0,040% неметаллических включений,
выделенных электролитически. Количество включений повышается до
0,050% при уменьшении содержания углерода в ванне до 0,07% и умень-
шается до 0,015% при повышении содержания углерода в ванне до 0,6—
0,8%. Окончательное раскисление стали в ковше ферросилицием и фер-
ромарганцем при правильном его проведении, даже при одновременной
даче в ковш алюминия сопровождается образованием легко отделяе-
мых продуктов реакции. Выдержка в ковше в течение 8—10 мин. являет-
ся вполне достаточной для очистки металла от включений. Включения,
имеющие неблагоприятную для удаления величину и форму, не пол-
ностью удаляются из стали. Автор считает, что существенными предпо-
сылками быстрого уменьшения включений являются высокая темпера-
тура и малая вязкость металла.
Кроме того, во время пребывания металла в ковше повышается ко-
личество включений в верхних слоях металла. Это объясняется отчасти
тем, что в этих слоях металла больше включений, чем в нижних участ-
ках металла, а также тем, что металл верхних слоев реагирует сю шла-
ком в ковше. Тщательное скачивание шлака, богатого окислами желе-
за, является необходимым условием при выплавке качественной стали
в мартеновской печи.
Исследовались также пробы, отобранные по ходу рафинировки
плавок, перед окончательным раскислением алюминием. Результаты
испытаний основной электродуговой стали показывают, что введение
раскислителей в низкоуглеродистую сталь сопровождается увеличением
количества включений, которые тут же удаляются из стали. В сталях
с высоким содержанием углерода количество включений настолько не-
значительно, что в пробе, взятой спустя 10—15 мин. после введения рас-
кислителей, не обнаруживается шлаковых включений, превышающих
количество включений в готовой стали. Добавки алюминия в печь или
в ковш также не вызывают увеличения шлаковых включений в метал-
ле. Поэтому надобность в выдержке металла в ковше отпадает. Однако
необходимо учитывать повышенное количество кислородных включений
в верхних слоях стали (в ковше). Металл последних слитков следует
считать непригодным для изготовления ответственных изделий.
В заключение Э. Плекингер указывает, что при правильном рас-
кислении мартеновский металл может не уступать по чистоте электро-
металлу. По его мнению, огнеупоры ковша незначительно загрязняют
сталь (~ 5 %).
Для проверки влияния включений на свойства пластичности при
высоких температурах автором книги проведены испытания конструк-
ционной сложнолегированной стали ЗОХГСА.
Пониженная пластичность этой стали в горячем и холодном состоя-
ниях часто вызывает осложнения на металлургических заводах.
Получение плавок, обладающих различными свойствами, представ-
ляло значительные трудности, так как необходимо было создать плавки
высокой и низкой пластичности в условиях выплавки в опытных печах
лабораторного типа. Этого удалось достигнуть, применив различные ус-
ловия выплавки.
Составляющие шихты: армко, отходы стали марок ЗОХГСА, 25
и 40 приводили к получению плавок с различными свойствами, но во
всех этих вариантах свойства получались сравнительно низкими. Для
получения плавки с высокими свойствами была применена выплавка в
вакуумной дуговой печи с плавящимся электродом.
102
Влияние включений на свойства стали ЗОХГСА исследовалось ав-
тором 1 на семи вариантах плавок. Характеристика выплавки приведе-
на в табл. 40, а химический состав в табл. 41.
Таблица 40
ХАРАКТЕРИСТИКА ВАРИАНТОВ ВЫПЛАВКИ СТАЛИ ЗОХГСА
Обозна- чение вари- анта Печь Шнхта Вес слитка кг Конечное раскисле- ние Шлак
в 50-кг высоко- частотная печь с основным тиглем Армко-железо, синтетичес- кий чугун, металлический кремний и марганец, ферро- 32 Алюми- ний (0,04%) Боркальк
г То же Отходы ЗОХГСА, металли- ческий марганец, кремний, феррохром и электродный бой 32 То же То же
Е • » » Сталь 45 и сталь 20, метал- лический кремний и марганец, феррохром Армко-железо, феррохром, электродный бой, металличес- кий кремний и марганец 32 » » » »
Ф 30-ка высоко- частотная печь под вакуумом (16—21 мин.) 30 »
И 20-/п основная дуговая печь Выплавка дуплекс-процес- сом на жидком металле из мартеновской печи, рафи- нировка в основной электро- печи. Легирование ферромар- ганцем, ферросилицием и феррохромом 500 » » Известь, шпат, фер- росилиций и кокс
Ж 50-ка высоко- частотная печь с кислым тиглем Металл ЗОХГСА, феррохром, металлический марганец 32 Алюми- ний (0,1%) Стеклянный
Ю Дуговая ваку- умная печь (ЦЭП) Металл плавок ЗОХГСА (вариант Ф). Диаметр слит- ка 100 мм 30
Результаты испытаний пластичности при высоких температурах
кручением по вариантам плавок даны на рис. 56. Наиболее низкие
свойства при 1200—4300° С имеют варианты Ж и Е. Результаты испы-
таний плавок Ф несколько ниже, чем пластичность плавок других вари-
антов ввиду того, что испытания плавок Ф на кручение проводили в
круге 9 мм, в то время как все остальные плавки испытывали в круге
8 мм (испытание в круге 9 мм уменьшает пластичность' по сравнению
с кругом 8 мм примерно в 1,5—2 раза). Наибольшую пластичность по-
казала плавка Ю. Необходимо отметить, что в одном и том же вариан-
те встречались плавки с довольно различными свойствами, что, по-ви-
димому, 1 связано с различиями в температурном режиме плавок. По
2—3 плавки от каждого варианта испытывали на ударную вязкость
после закалки с 880° С в масле и отпуска 560° С с охлаждением в мас-
ле и с печью.
Закаливались заготовки квадрат 11 мм; от каждой плавки испыты-
вали 3—9 образцов. Результаты испытаний по плавкам приведены в
1 В исследовании участвовали инженеры И. П. Громова, А. Г. Рыльникова, мастер
С. Б. Лебедева и лаборант И. В. Логачева.
103
Таблица 41
Химический состав опытных плавок ЗОХГСА, %
Условный номер плавки с Si Мп S Р Сг Ni Al О2 n2
1В 0,29 1,03 1,02 0,013 0,010 1,00 0,12 0,06 0,004 0,004
2В 0,28 0,88 1,00 0,012 0,011 1,04 0,12 0,05 0,004 0,003
ЗВ 0,30 1,05 0,98 0,012 0,006 1,00 0,12 0,03 0,010 0,008
4В 0,29 1,05 0,97 0,012 0,005 0,96 0,12 0,04 0,005 0,009
5В 0,29 0,91 0,97 0,009 0,004 1,00 0,11 0,05 0,006 0,009
1Г 0,31 1,03 1,01 0,005 0,012 1,04 0,34 0,13 0,001 0,009
2Г 0,30 1,02 1,01 0,006 0,013 1,04 0,31 0,14 0,003 0,013
ЗГ 0,30 0,88 0,99 0,007 0,016 1,01 0,46 0,07 0,002 0,010
4Г 0,29 0,89 1,04 0,008 0,016 1,09 0,36 0,06 0,002 0,023
5Г 0,30 0,87 1,05 0,008 0,016 1,05 0,63 0,05 0,005 0,010
2Е 0,28 1,17 1,12 0,021 0,014 1,20 0,20 0,01 0,011 0,013
ЗЕ 0,29 1,03 0,95 0,021 0,014 1,06 0,12 0,05 — —
4Е 0,29 1,05 1,02 0,022 0,015 1,Ю 0,12 0,11 — —
5Е 0,29 1,08 1,02 0,021 0,015 1,05 о,н 0,16 0,010 0,001
1Ж 0,31 0,81 0,89 0,016 0,016 0,99 0,28 0,07 0,003 0,007
2Ж 0,30 0,90 0,98 0,011 0,017 1,05 0,34 0,05 0,005 0,005
ЗЖ 0,31 0,93 1,07 0,011 0,015 1,09 0,46 0,07 — —
4Ж 0,30 0,88 0,99 0,012 0,015 0,99 0,49 0,02 0,005 0,008
1Ф 0,31 0,81 0,98 0,018 0,005 0,93 0,14 — 0,003 0,010
2Ф 0,32 0,96 0,99 0,019 0,006 0,90 0,15 — 0,004 0,008
ЗФ 0,32 0,94 1,00 0,018 0,005 0,93 0,15 0,05 0,004 0,009
Ю 0,32 0,95 0,98 0,019 0,004 1,00 0,17 0,024 0,002 0,009
И1 0,31 1,07 0,95 0,011 0,018 0,98 0,10 — 0,008 0,010
Рис. 56. Результаты испытаний на кручение опытных плавок стали ЗОХГСА
(iiq вариантам выплавки)
104
Таблица 42
Результаты испытаний иа ударную вязкость опытных плавок стали ЗОХГСА
Нрмер плавки Охлаждение Разница в свойствах Содержа- ние фосфора %
в масле с печью
твердость НВ ak кгм/см1 твердость НВ ak кгм/см2 твердость НВ ak кгм/см2
1Г 321 5,6 321 4,3 1,3 0,012
2Г 328 6,4 321 5,1 7 1,4 0,013
Среднее 324 6,0 321 4,7 5 1,3 0,013
ЗВ 321 12,3 321 10,6 1,7 0,006
4В 328 12,7 300 н,з 28 1,4 0,005
Среднее' 324 12,5 310 10,9 14 1,4 0,006
2Е 308 4,9 294 1,9 14 3 0,014
5Е 321 6,5 318 5,2 3 2,3 0,015
Среднее 314 6,2 306 3,5 3,5 2,7 0,015
1И 321 8,3 302 7,4 19 0,9 0,018
1Ф 302 9,4 302 7,0 2,4 0,005
2Ф 302 10,0 302 7,0 — 3,0 0,006
ЗФ 302 10,7 296 8,3 6 2,4 0,005
Среднее 302 10 300 7,4 2 2,6 0,005
Ю 397 9,2 397 7,9 — 1,3 0,004
2Ж 302 11,7 285 5,7 17 6,0 0,017
4Ж 302 Н,8 285 6,0 17 5,8 0,015
Среднее 302 11,7 285 5,8 17 5,9 0,016
табл. 42, а по вариантам на рис. 57 и показывают значительные разли-
чия для отдельных вариантов при одинаковой примерно твердости. Про-
явление отпускной хрупкости не зависит от уровня значений ударной
вязкости и имеет характерную величину для каждого варианта выплав-
ки. По абсолютным значениям ударной вязкости наиболее высокие
свойства имеет вариант В, на втором месте вариант Ж, затем варианты
Ф и Ю. Наиболее низкую ударную вязкость имеют варианты Г и Е. Со-
поставление свойств с химическим составом показывает, что для пла-
вок В, Ф и Ю высокий уровень значений ударной вязкости определяет-
ся в значительной мере низким содержанием фосфора (0,004—0,006%),
в плавках Ж высокие значения ударной вязкости могут быть объясне-
ны пониженным содержанием кремния. По отношению к величине от-
пускной хрупкости (ай масло минус печь) плавки располагаются в
другой ряд. Худшими в этом отношении оказываются плавки вариан-
тов Ж, Ф, Е, а лучшими плавки Ю, Г, В и И.
В опытных плавках исследовалась также дендритная структура,
полученная тепловым травлением. Результаты показали, что исследо-
ванные плавки имеют различную структуру, которая может характери-
зоваться протяженностью осей дендритов. В некоторых плавках все-
105.
сечение слитка пронизано развитыми осями дендритов, в других плав-
ках по всему сечению распространяется структура, представляющая
собой мелкую сетку осей и междуосных участков, названная «сетча-
той». Имеются плавки со смешанной структурой, в которых зона, рас-
положенная ближе к поверхности, обладает структурой с развитыми
осями дендритов, а зона, расположенная ближе к центру, состоит из
сетчатой структуры.
Опытные плавки могут быть расположены в следующий ряд по
степени убывания развитости дендритных осей и возрастанию объема
Охлаждение после отпуска с печью
Рис. 57. Результаты испытаний ударной вязкости плавок стали ЗОХГСА, выплавлен-
ных различными методами:
Варианты Г — на отходах ЗОХГСА; В — на армко-железе и синтетическом чугуне; Е — на
стали 20—45; И — в основной дуговой печи с заливкой жидкого мартеновского металла;
Ф — на армко-железе с электродным боем в вакууме; Ю — в дуговой вакуумной печи с пла-
вящимся электродом; Ж — в кислом тигле иа отходах ЗОХГСА
сетчатой структуры: 1Г, 1Ф, ЗФ, Ю, 5Е, 4Ж, 2Г, 4В, 2Ж, ЗВ, 2Ф, 2Е.
Примеры типичных структур приведены на рис. 58.
На рис. 59 показана макроструктура плавки 1Г с сильно развиты-
ми дендритами (рис. 59, а) и плавки 2Е с сетчатой структурой
(рис. 59, б) при обычном травлении. Можно видеть, что размеры кри-
сталлов у обеих плавок примерно одинаковы. Следовательно, разви-
тость дендритной структуры не определяет размеров кристаллов.
Ниже приведено сопоставление свойств опытных плавок стали
ЗОХГСА, испытанных в одинаковых условиях, показывающее некото-
рую общность свойств для определенных плавок.
Структура
Ю, 1 Г, 5Е.......................Развитая дендритнаи
2Г, 4В......................... Смешанная
2Ж, 2Е, ЗВ .................... Сетчатая
Пластичность при 1300° С, число оборотов до излома
Ю, 1Г, 5Е, 4В...................... >150
2Г.............................. 100—150
2Ж, 2Е, ЗВ ........................ <100
Отпускная хрупкость, кг/мм2
Ю, 1Г, 2Г, 4В..................... <1,5
ЗВ, 5Е...................... 1,5—2,5
2Е, 2Ж ........................... >2,5
Так, плавки 1Г, Ю, 5Е имеют развитые оси дендритов и высокую
пластичность при высоких температурах. Плавки 2Е, 2Ж, ЗВ имеют
сетчатую структуру и низкую пластичность. Отпускная хрупкость мень-
106
ше в плавках с развитой дендритной структурой, однако влияние Дру-
гих факторов (фосфора и др.) ослабляет эту зависимость.
Металлографическое исследование включений было проведено бо-
лее подробно на плавках с высокими и низкими пластическими свой-
ствами. Металлографический метод определения количества включений
был применен на плавках 1Г, 2Г, ЗВ, 4В и И. Результаты приведены
в табл. 43 по плавкам, а на рис. 60 по вариантам. Данные показывают,
Таблица 43
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ В ПЛАВКАХ СТАЛИ ЗОХГСА (НА 200 ПОЛЕЙ ЗРЕНИЯ
КАЖДОЙ ПЛАВКИ ПРИ УВЕЛИЧЕНИИ 520) (оценка металлографическим методом)
Число включений каждой группы 1 Количество

Ф * Вид включений включений
Ес 1 2 3 4 5 6 7 8 % (объеми.)
ЗВ Корунд и шпинель 43 64 38 13 3 — - 1 , 0,006
Окислы со стеклом 30 52 37 66 54 14 4 1 0,025
Всего кислородных вклю- 73 116 125 79 57 14 4 1 0,031
чений
Сульфиды 21 37 72 76 68 25 16 1 0,047
4В Корунд и шпинель 13 65 60 15 — 0,007
Окислы со стеклом 5 28 58 46 42 7 3 — 0,015
Всего кислородных вклю- чений 18 93 118 61 43 7 3 — 0,022
।Сульфиды 11 39 69 92 73 15 5 — 0,040
1Г Корунд и шпинель 220 214 81 35 16 3 1 0,024
Силикаты и окислы со стек- 58 85 25 18 10 -— 1 — 0,006
ЛОМ
Всего кислородных вклю- чений 278 304 104 50 15 3 2 — 0,030
Сульфиды 24 55 68 63 37 14 3 — 0,027
2Г Корунд и шпинель 229 132 66 30 12 2 0,017
Силикаты и окислы со стек- 3 14 4 1 — — — — 0,001
ЛОМ
Всего кислородных вклю- чений 232 146 70 31 12 2 — — 0,018
Сульфиды 8 37 58 47 35 16 2 — 0,025
И Корунд и шпинель 9 24 44 53 33 17 12 2 0,036
Силикаты и окислы со стек- — — 2 — 1 1 — — 0,001
лом
Всего кислородных вклю- чений 9 24 46 53 34 18 12 2 0,037
Сульфиды 4 11 13 19 32 35 29 10 0,066
Нитриды 4 8 5 2 2 1 — — 0,002
1 Размеры включений, мк: 1-я группа — 0,7- -1,2; 2-я — 1,2- 1,9; 3-я — 1,9-3,2; 4-я — 3,2—4,2;
5-я — -4,2—5,8; 6-я—5,8—8,3; 7-я —8,3 — 12,0; 8-я — 12,0 — 17,
что в плавках с лучшими свойствами по сравнению с плавками с худ-
шими свойствами меньше сульфидов и кислородных включений, послед-
нее за счет сложных включений со стеклом. Содержание корунда не
показывает закономерной связи со свойствами.
В плавках В сложные включения со стеклом представляли собой
магнезиальную шпинель, сцементованную стеклом, или стекла на ко-
107
рунде или на других кристаллических окислах. Сульфиды в этих плав-
ках образовывались часто на кристаллических окислах или силикатах.
В плавках Г и И преобладали включения кристаллического типа (ко-
рунд и шпинели). В плавках Г наблюдались также включения магне-
зиальной шпинели со стеклом, но в небольшом количестве.
Поскольку анализ содержания включений в плавках с высокой или
низкой пластичностью показал, что в плавках с низкой пластичностью-
больше включений со стеклами и больше сульфидов, представляло ин-
терес
Рис. 60. Неметаллические включения в плавках стали ЗОХГСА, %
(объемн.)
и серы.
В табл. 44 сделано такое сопоставление с содержанием серы. Видно,
что плавки ЗВ и 2Ж с очень низкой пластичностью содержат меньше
серы, чем плавки Ю и 1Ф с высокой пластичностью, хотя плавки Г
с высокой пластичностью имеют мало серы. 'Следовательно, нет опреде-
ленной закономерной связи между свойствами и содержанием серы.
Таблица 44
СОДЕРЖАНИЕ СЕРЫ И СВОЙСТВА
СТАЛИ ЗОХГСА
Содержание серы. % Номера плавок с пластич- ностью
высокой средней низкой
<0,010 0,011—0,015 >0,015 1Г 4В Ю, 1Ф, 5Е 2Г IB, 2В 1Ж, ЗФ ЗВ, 2Ж 2Е, 2Ф
Таблица 45
СОДЕРЖАНИЕ КИСЛОРОДА И СВОЙСТВА
СТАЛИ ЗОХГСА
Содержание кислорода % Номера плавок с пластичностью-
высокой средней низкой
<0,003 /г, ю, 1Ф 2Г, 1Ж —
0,004—0,006 4В 2 В, ЗФ 2Ж, 2Ф
>0,006 5Е — ЗВ, 2Е
Несколько лучшую закономерность показывает сопоставление
свойств и содержания кислорода (табл. 45). Плавки с высокой пла-
стичностью содержат кислорода меньше, чем плавки с низкой пластич-
ностью, хотя есть исключения из этого правила.
Шлифы литого металла исследовались на наличие пленочных
включений тепловым травлением. От каждого варианта изучали ъипич-
108
ные по свойствам плавки. Пленочные включения были обнаружены во
всех плавках, кроме плавки Ю. Пораженность металла пленочными
включениями отдельных плавок различна, но во всех случаях они рас-
полагаются в междуосных участках. Особенно много пленочных вклю-
чений встречалось в плавках 2Ж, 2Е, ЗВ. Типичные включения показа-
ны на рис. 61, а — д. Очень интересна форма пленок; они, как и в об-
разцах стали У10А, обращены выпуклой стороной к междуосным участ-
кам. По-видимому, пленки возникают по фронту растущей дендритной
оси и блокируют ее рост. Образование пленок ограничивает возмож-
ности контакта растущих кристаллов. Наличие сетчатой структуры в
плавках с низкой пластичностью возможно объясняется возникновени-
ем указанных пленок.
Из литого металла плавки ЗВ с помощью локального электролиза
были выделены включения.
Основным видом наиболее крупных включений в осадке были
включения пластинок стекла (рис. 14) с показателем преломления
N' = 1,598, по границам включений наблюдалась анизотропная фаза в
виде тонких обрывистых полосок с показателями преломления 2Vg=l,6O
и Np = 1,545.
Было изучено влияние высокотемпературного нагрева на некото-
рые свойства стали и на- включения. Куски металла после выдержки
при 1350° С в течение двух часов и охлаждения с печью были проката-
ны на круг 8 мм и испытаны на кручение. Пластичность при 1150—
1300° С не изменилась.
Для исследования влияния нагрева на включения образцы с пле-
ночными включениями от плавок В, Г, Е и И из центра слитка подвер-
гались термической обработке по режимам:
1) нагрев До 1250° С, выдержка 2 часа, охлаждение в масле;
2) нагрев до 1350° С, выдержка 2 часа, охлаждение в масле и с
печью;
3) напрев до 1350° С, выдержка 10 час., охлаждение в масле.
Просмотр под микроскопом образцов, обработанных по первому,
режиму, показал, что нагрев при 1250° С в течение двух часов практи-
чески не уменьшает дендритной однородности и не влияет на вклю-
чения;
При нагреве до 1350° с выдержкой 2 часа и охлаждением в мас-
ле и с печью дендритная неоднородность уменьшается мало. В результа-
те 10-часовой выдержки при 1350° С дендритная неоднородность значи-
тельно уменьшается, разница в окраске дендритов становится заметно
менее резкой. Включения при нагреве до 1350° С также подвергаются
значительным изменениям.
Сложные включения в междуосных участках, состоящие из стекол
и сульфидов, после нагрева до 1350° С в течение 2 час. с охлаждением
в масле расслаиваются *. В них выделяются в обособленную фазу суль-
фиды марганца, стекловидная часть включения расслаивается на два
вида стекол (рис. 62, а, б, в). Иногда в местах грубых выделений на-
блюдается оплавление металла, исчезновение сульфидов и видоизмене-
ние стекол. Стекла после обработки приобретают полную прозрачность
(рис. 63, а и б). Пленочные включения становятся тоньше (рис. 62, в).
После выдержки при 1350°С в течение 10 час. присутствие пленок
на микрошлифе легко обнаружить вследствие того, что пленки ограни-
чивают объемы металла с несколько иной концентрацией твердого
раствора; при тепловом травлении эти области отличаются по окраске
1 Подобные результаты были получены в работе [266].
109
от общего фона однородной структуры (рис. 62, г). Характерно, что до
термической обработки междуооные участки окислялись слабее, чем'
оси, а после термической обработки они окислялись сильнее. Это мож-
но объяснить тем, что легирующие элементы распределились равномер-
но по металлу, а примеси, мало способные к диффузии, остались в меж-
дуосных участках.
Таким образом, исследование включений в плавках с различной
пластичностью позволило установить, что при низкой пластичности при
высоких температурах в междуосных участках обнаруживаются пле-
ночные включения стекол с сульфидами (сульфостекла). Наличие этих
включений определяет в значительной мере сетчатую структуру метал-
ла, отсутствие пленочных включений дает возможность иметь струк-
туру с развитыми дендритами. Металл со структурой развитых денд-
ритов обладает лучшими свойствами. При нагреве на 1350° С в течение-
10 час. пленки становятся тоньше и частично растворяются; свойства
пластичности при высоких температурах при этом не улучшаются.
Из рассмотренных вариантов выплавки лучшими свойствами обла-
дает плавка, выплавленная в вакуумной дуговой печи с расходуемым-
электродом.
Для уточнения характера распределения включений по сечению
слитка были исследованы два диска стали ЗОХГСА, вырезанные из под-
головной части 500-кг слитков.от двух разйых плавок. Количественная
оценка включений производилась металлографическим методом с оп-
ределением характера включений. Результаты подсчета, приведенные
в табл. 46 и на рис. 64, показывают, что число включений корунда (или
Таблица 46
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ В РАЗНЫХ ЗОНАХ СЛИТКА СТАЛИ ЗОХГСА
(оценка металлографическим методом 50 полей зрения по двум плавкам при
увеличении 360)
Зона слитка Вид включений Число включений каждой группы1 Количе- ство включений’ % (объемн.)
1 2 3 4 5 6 7 8
Корунд 4 28 17 10 11 3 1 2 0,0420
Центр Сульфиды — 15 20 9 15 13 3 — 0,0541
Нитриды титана 75 20 6 — 3 • — — — 0,0010
Коруид 30 54 49 20 19 5 3 0,0603
Край Сульфиды 53 66 34 И 3 1 — — 0,0257
Нитриды титана 112 25 7 — — — — 0,0010
1 Размеры включений, мк: 1-я группа—1,0—1,7; 2-я—1,7—2,6; 3-я—2,6—4,7; 4-я —4,7—6,07
5-я —6,0—8,4; 6-я —8,4—12; 7-я— 12—17; 8-я— 17—25.
шпинели) и сульфидных включений больше в образце, взятом у края
слитка, чем в образце из центра. Размеры включений корунда и шпи-
нели примерно одинаковы в обеих зонах слитка. Поэтому содержание
включений корунда и шпинели больше у края слитка, чем в его цент-
ре. Следовательно, в средней части слитка корунд успевает всплыть.
Сульфидные включения в центре значительно крупнее и потому
объемный процент их больше в центре, чем с края. Сульфиды образу-
110
ются из твердого раствора, в котором сера распределена неравномерно
вследствие ликвации (зональной и дендритной). Центральные части
слитка в значительной степени обогащены серой и замедленная скорость
кристаллизации в центре слитка способствует развитию дендритной лик-
вации и образованию более крупных сульфидных включений.
Рис. 64. Содержание включений, % (объемн.) в различ-
ных зонах по сечению 500-кг слитка плавок ЗОХГСА,
оценка методом УИМ при увеличении 360
Центр слитка
Край слитка
Таким образом, условия выплавки конструкционной легированной
стали, способствующие образованию в металле пленочных стекловид-
ных включений, приводят к понижению пластичности при высоких тем-
пературах и усилению отпускной хрупкости. Особенно резко это прояв-
ляется в стали ЗОХГСА с высоким содержанием кремния. Получение
высоких свойств у этой стали затруднено, по-видимому тем, что при
легировании кремнием в металл вносится много окислов кремния и си-
ликатных включений.
ГЛАВА 8
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА ХРОМИСТОЙ
НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИ
Хромистые нержавеющие стали 1X13 и 2X13 широко применяются
для деталей, работающих в условиях корродирующих сред. Высокими
антикоррозионными свойствами эти стали обладают после соответствую-
щей термической обработки. Наиболее широко их применяют для из-
готовления лопаток и других деталей водяных и паровых турбин.
В связи с необходимостью гарантии длительной службы паровых
турбин на судовых и стационарных установках проводилось много ра-
бот по улучшению качества этой стали повышением ее чистоты. Ряд ра-
бот был проведен для установления влияния включений и волосовин на
свойства.
В. Г. Сперанский и А. Котик [275] исследовали природу волосовин
в сталях 1X13 и 2X13 и установили, что волосовины представляют собой
вытянутые вдоль направления деформации силикатные включения.
В. И. Смирнов и Н. С. Орлова [276] изучали влияние волосовин на
свойства сталей 1X13 и 2X13 и нашли, что волосовины не влияют на
прочность и пластичность при испытаниях вдоль волокна и несколько
понижают пластичность (удлинение и сужение поперечного сечения) при
испытании поперек волокна. Влияние волосовин на коррозионные свой-
ства отсутствовало, как показали это соответствующие коррозионные
испытания.
Ю. С. Крещановокий и С. С. Красковский [279] провели работу по
влиянию добавок на распределение серы в стали Х11В2М. Добавка в
эту сталь алюминия, циркония и алюмобариевокальциевой лигатуры
способствовала развитию дендритной кристаллизации, тогда как литий,
церий, кальций не оказывали существенного влияния на характер кри-
сталлизации, причем сталь, модифицированная этими элементами и не-
модифицированная, имела мелкодендритное строение. Установлено, что
при добавке алюминия, циркония и алюмобариевокальциевой лигатуры
и при больших скоростях кристаллизации (в тонких сечениях отливок)
сера располагается в междуосных пространствах дендритов в виде то-
чечных включений. В центральной части, особенно при модифицирова-
нии алюминием и алюмобариевокальциевой лигатурой, сера распола-
гается по границам зерен в виде прерывистых цепочечных включений.
При добавке лития сера встречается в виде мелких включений,
равномерно распределенных внутри зерен. Церий способствует очистке
металла от серы, очевидно, за счет образования сульфидов церия, кото-
рые удаляются из металла ошлакованием их кремнием при совместном
модифицировании ферросилицием и мишметаллом. Оставшаяся после
этого в стали сера равномерно распределяется по сечению образца в ви-
де мелкодисперсных включений. В случае модифицирования стали ме-
112
таллическим кальцием в тонких и в утолщенных сечениях отливок сера
преимущественно располагается по границам зерен в виде цепочечных
включений.
О. Ф. Крифка [280] исследовал характер включений в нержавеющей
хромистой и хромоникелевой сталях. Он обнаруживал в стали, выплав-
ленной в кислом тигле, включения прозрачные и непрозрачные и отме-
тил, что при «перегретых» плавках хромистой стали включения мало
прозрачны и свойства металла низкие. Автор считает, что при выплавке
в кислой индукционной печи качество металла значительно ниже, чем
при выплавке в основной печи, так как часть включений может образо-
ваться из футеровки печи. Для изготовления листов хорошего качества
автор рекомендует выплавлять металл только в основной дуговой печи.
Особенно большое влияние на свойства оказывает способ выплавки хро-
моникелевой нержавеющей стали. Из кислой индукционной печи не уда-
валось получить ни чистого металла, ни листов без дефектов, хотя диа-
метр включений не превышал 0,02 мм. Хорошие результаты были полу-
чены лишь в металле, выплавленном в основной дуговой печи.
Р. Цойя [281] исследовал включения в феррохроме и установил, что
эти включения состоят из окиси хрома, силикатов хрома и шпинелей
хрома.
Работа по установлению причин низкой ударной вязкости сплава
Х25 [282] показала интересные результаты. Были проделаны следующие
опыты: в высокочастотной печи был приготовлен железохромистый сплав
с 25% Сг из шведского чугуна, рафинированного феррохрома, и неболь-
шого количества алюминия, необходимого для успокоения металла.
Прутки полученного сплава были снова расплавлены под вакуумом в
тигле, изготовленном из чистого бериллия. Плавка под вакуумом велась
в графитовой печи. Расплавленный металл выдерживали 20 мин. при
1600° С, затем охлаждали под вакуумом. Полученные 300-г слитки про-
ковывали при 600—800° С с четырехкратной уковкой. Результаты опытов
даны в табл. 47 и показывают, что пластические свойства металла при
этом резко улучшились.
Таблица 47
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) И СВОЙСТВА СПЛАВА Х25 ПОСЛЕ ПЕРЕПЛАВА В ВАКУУМЕ
Состояние С Si Мп Сг S Р о. n2 Ударная (по Изод зака с 800° С ВЯЗКОСТЬ у) после лки с 1200° С
До переплава . . После переплава . 0,035 0,005 0,035 0,017 <0,005 <0,005 25,2 24,9 0,005 0,005 0,018 0,016 0,060 0,002 0,058 0,002 1,2 28,4— 29,4 0,8 31,6— 33,8
Улучшение механических свойств вызвано, очевидно, уменьшением
содержания углерода, кислорода и азота.
Влияние крупных неметаллических включений (волосовин) на ме-
ханические свойства исследовалось автором совместно с Г. С. Черняк 1
на двух плавках стали 2X13. Так как для установления влияния волосо-
вин на свойства этой стали необходимо было исключить влияние коле-
баний химического состава отдельных плавок, сравнивали одну и ту
же плавку на металле слитков, отлитых сифоном (более чистых) и по-
1 В исследовании участвовала техник И. Н. Быстрикова.
8 М. И, Виноград ИЗ
следних слитков плавки, отлитых сверху (более грязных). Сравнение
свойств металла на одних и тех же плавках позволило исключить влия-
ние особенностей выплавки. Механические свойства исследовали на про-
дольных и поперечных образцах.
Характеристика загрязненности заготовки квадрат 100 из слитков
этих двух плавок приведена в табл. 48. Оценка производилась на про-
дольных шлифах, сделанных через центр заготовки квадрат 90 мм. Дли-
на шлифа 80 мм.
Таблица 48
ЗАГРЯЗНЕННОСТЬ ВОЛОСОВИНАМИ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК.
Химический состав % Номер птавки Разливка слитков Число образ- цов Число оце- нок1 Среднее количество • волосовин на образ- це Количество образцов с сум- марной протяженностью волосовин, %
1 мм и более 2 мм и более
0,22С; 0,30 Si; 0,33 Мп: 0,012 S; 0,025 Р; 12,87 Сг; 0,23 Ni 29277 Сифоном Сверху 6 6 24 24 0 2,440,2 0 79,2±8 0 75,0±8
0,20 С; 0,28 Si; 0,34 Мп; 0,019 S; 0,022 Р: 13,13 Сг; 0,47 Ni 29651 Сифоном Сверху 6 6 24 24 3,74=0,3 6,2±0,4 54,2±10 100,0±0 50,04=10 1оо,од=о
1 В каждом образце после перешлифовки оценивалось 4 плоскости.
Механические свойства испытывали на образцах, изготовленных из
заготовок круг 25 мм, обработанных по режиму: закалка 1050° С 20 мин.,
масло и отпуск 740° С 3 часа, масло. Заготовки для образцов с продоль-
ным направлением волокна вырезали из проката круг 25—30 мм, а за-
готовки для образцов с поперечным направлением волокна из круга и
квадрата 90 мм. Результаты испытаний механических свойств (средние)
приведены в табл. 49, а распределения образцов по относительному
удлинению и сужению поперечного сечения на рис. 65, а, б.
Приведенные данные показывают, что повышенная загрязненность
волосовинами практически не влияет на механические свойства образ-
цов с продольным направлением волокна в образце. У образцов с по-
перечным направлением волокна снижаются пластические характери-
стики (б и ф) на 5—15%, причем при 500° С это снижение для металла
с большим количеством волосовин больше, чем при 20° С. Большое чис-
ло образцов с поперечным направлением волокна, испытанных при
500° С, подтверждает достоверность сделанного вывода.
В работе М. И. Виноград, Г. С. Черняк и Н. Д. Орехова {40] уста-
новлено влияние некоторых технологических факторов на пораженность
сталей 1X13 и 2X13 волосовинами. Контроль волосовин производился
на продольных макрошлифах от заготовок квадрат 90 мм из верха, сере-
дины и низа слитка. В некоторых случаях пользовались магнитным де-
фектоскопом. Стали 1X13 и 2X13 выплавляли в 20-т основных элек-
тропечах на шихте, состоящей из 55—70% отходов стали типа 1X13—
4X13. Плавка производилась с продувкой кислородом.
114
оо
Таблица 49
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 2X13 с различной степенью загрязненности волосовинами
Загрязненность металла* Направление волокна в образце При 20° С При 500° С
число образцов °Ь % Ф. % Д ** k число образцов °Ь % Ф, % ak**
Слабая Продольное 2 74,1 п 20,9 лавка № 64,1 >9277 17,8 2 56,1 20,5 66,9
Сильная » 2 73,6 20,8 63,8 16,1 2 55,2 20,3 71,4 —
Слабая Поперечное 4 76,0 15,2 41,2 6,2 20 53,4±0,3 15,2£0,6 45,8X1,6
Сильная » 3 75,1 13,1 33,0 5,6 20 53,3£0,3 12,4X0,7 29,84 2,0 —
Слабая Продольное 2 73,8 /?7 20,5 гавка № 2 63,5 9651 34,9 2 54,8 19,4 69,1 30,2
Сильная » 2 77,9 24,7 63,6 31,1 2 52,7 18,8 64,7 30,8
Слабая Поперечное 3 75,2 14,8 37,7 5,9 18 52,3±0,4 14,1X0,6 42,2X1,6 6,5
Сильная » 4 71,5 14,2 36,3 4,8 17 51,5±0,4 10,7X0,8 35,2±2,7 6,1
* Слабая—слитки, отлитые сифоном. Сильная—отлитые сверху (см. табл. 48).
*♦ Средние данные испытаний двух образцов.
Кислород вводили в период расплавления и в течение 15—20 мин.
после расплавления для окисления углерода и проведения кипа. После
продувки шлак раскисляли дробленым 45%-ным ферросилицием или
силикохромом (250—300 кг на плавку), молотым силикокальцием (30—
50 кг) и алюминием (10—15 кг), ванну тщательно перемешивали и при-
саживали феррохром, расплавление которого ускоряли продувкой 150—
200 м3 кислорода. По расплавлении феррохрома шлак скачивали и на-
водили новый — известковый. По ходу раскисления для получения бе-
Рис. 65. Пластичность стали 2X13. Образцы поперечные.
Температура испытания 500° С:
----- сильная загрязненность волосовинами;--------слабая
загрязненность волосовинами
лого рассыпающегося шлака его раскисляли молотым ферросилицием
и коксом; через 20—50 мин. плавку выпускали, причем за 5—7 мин. до
выпуска присаживали в печь ферротитан (на 0,1% Ti) и за 2—3 мин.—
кусковой алюминий (0,5 кг!т). Металл разливали в круглые слитки ве-
сом 500 кг. Слитки подвергали обдирке.
Как показала статистическая обработка данных технологии и оцен-
ки качества, существенное влияние на пораженность образцов волосо-
винами оказывает способ разливки и место по высоте слитка. При раз-
ливке сифоном пораженность волосовинами меньше, чем при разливке
сверху.
Наименьшую пораженность волосовинами имеет верхняя часть
слитка, по-видимому, за счет всплывания включений. Лучшие резуль-
таты получены при температуре металла в ковше 1551 —1650° С и худ-
шие при 1500—1550° С. Последовательность наполнения поддонов по хо-
ду разливки не повлияла на пораженность волосовинами.
В. Г. Сперанский [278] также указывал, что разливка сифоном по
сравнению с разливкой сверху приводит к меньшей пораженности воло-
совинами. Автор обращает также внимание на необходимость поддер-
жания чистоты при сборке канавы и на качество огнеупоров.
116,
В работе Е. Г. Федориновой, Г. С. Черняк, И. Н. Быстриковой и
М. И. Виноград [43] изучалось влияние развеса слитка на поражен-
ность сталей 1X13 и 2X13 волосовинами. Было проверено пять типов
слитков, основные размеры которых приведены в табл. 50.
Таблица 50
ХАРАКТЕРИСТИКА ОПЫТНЫХ СЛИТКОВ
Вес слитка кг Размеры, мм Конусность %
верхнего диаметра НИЖНИЙ диаметр высота слитка без прибыли высота прибыли
прибыли слитка
300 180 280 190 770 220 5,8
500 200 310 255 920 240 3,0
700 320 430 300 600 250 10,8
750 250 375 280 950 280 5,0
1000 320 430 330 1000 300 5,0
От каждой плавки отливали слитки разного веса с тем, чтобы не
учитывать влияние особенностей плавки при сравнении результатов.
Пораженность металла волосовинами оценивали на шлифованных
продольных макрошлифах, отобранных от заготовок квадрат 100 мм.
Шлифы осматривали невооруженным глазом с применением в случае
Рис. 66. Зависимость среднего количества волосовин на образцах
сталей 1X13 и 2X13 от различного веса слитков:
/ — первая серия (3 плавки); II — вторая серия (4 плавки);
III ~ третья серия (4 плавки)
необходимости пятикратной лупы. При осмотре фиксировалась длина
всех волосовин протяженностью 1 мм и более. Образцы отбирали от
заготовок из двух слитков каждого веса и каждой плавки. От заготовок
каждого слитка отбирали по три образца: от верха, середины и низа
слитка. Оксидные включения оценивали на микрошлифах, отобранных
от тех же заготовок, что и образцы для оценки волосовин. Включения
на микрошлифах оценивали по шкале оксидов (ГОСТ 801—47). Основ-
ные типы включений в металле были оксиды и полупластичные силика-
ты, поэтому в дальнейшем приведены данные только по этому типу
включений.
Результаты исследования загрязненности волосовинами и включе-
ниями заготовок стали из слитков разного веса приведены в табл. 51 и
117
Таблица 51
РЕЗУЛЬТАТЫ ОЦЕНКИ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ ВКЛЮЧЕНИЯМИ МЕТАЛЛА
ИЗ СЛИТКОВ РАЗНОГО РАЗВЕСА
Серия плавок Вес слитка, кг Оценка по волосовинам Оценка оксидных включений по шкале ГОСТ 801 — 47
число образцов среднее число во- лосовин на одном образце средняя сум- марная про- тяженность волосовин на одном об- разце, мм число образцов средний балл количест- во образ- цов с бал- лом боль- ше 3,0, %
Первая 500 63 2,6 4,2 144 2,95 45,1
(.3 плавки) 700 63 2,7 6,5 144 2,98 45,3
Вторая 500 84 1,5 1,9 84 з,н 47,0
(4 плавки) 750 84 1,8 4,8 96 3,24 57,5
1000 84 2,5 5,0 96 3,34 63,5
Третья 300 84 2,5 3,8 96 3,12 49,3
(4 плавки) 500 84 1,9 з,з 96 3,17 54,2
750 84 2,4 5,6 96 3,29 58,2
1000 84 3,1 8,9 96 3,25 63,5
Таблица 52
РЕЗУЛЬТАТЫ ОЦЕНКИ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ МЕТАЛЛА ПО ВЫСОТЕ СЛИТКА
Число плавок Вес слитка Зона слитка Оценка по волосовинам Оценка оксидных включений по шкале ГОСТ 801 — 47
число образцов среднее число во- лосовин на одном образце средняя сум- марная про- тяженность волосовин на одном об- разце, мм число образцов средний балл количест- во образ- цов с бал- лом выше 3.0, %
Верх 28 2,4 4,9 32 2,97 43,8
4 300 Середина 28 4,1 5,5 32 3,30 56,4
Низ 28 0,8 - 1,0 32 3,10 46,8
Верх 77 0,9 1,6 108 2,72 28,5
11 500 Середина 77 2,3 3,8 108 3,24 51,7
Низ 77 2,5 3,7 108 3,30 67,0
Верх 21 1,3 2,5 48 2,54 24,8
3 700 Середина 21 2,3 5,5 48 3,09 47,9
Низ 21 4,5 11,5 48 3,30 62,5
Верх 56 1,8 3,4 64 3,13 51,6
8 750 Середина 56 1,2 5,4 64 3,08 45,3
Низ 56 з,з 6,4 64 3,58 78,2
Верх 56 1,5 3,5 64 3 22 51,6
8 1000 Середина 56 0,7 2,6 64 3,36 70,0
Низ 56 6,3 14,8 64 3,46 63,9
Примечание. Сравнивать значения загрязненности слитков по данной таблице нельзя, так
как в ней приведены значения для слитков разного веса по разным плавкам.
118
на рис. 66 и 67. Данные показывают, что наиболее чистыми из исследо-
ванных слитков оказались 500-ка слитки. 300-ка слитки не показали су-
щественных преимуществ по сравнению с 500-ка слитками. Следует учи-
тывать, что 500-ка слитки более экономичны, так как подвергаются про-
катке, в то время как 300-ка можно только ковать. 1000-ка слитки
Рис. 67. Зависимость средней протяженности волосовин на образ-
цах сталей 1X13 и 2X13 от веса слитков:
I — первая серия (3 плавки); II — вторая серия (4 плавки); III — третья
серия (4 плавки)
Рис. 68. Изменение среднего количества волосовин иа образцах сталей 1X13
и 2X13 по высоте слитков
оказались наиболее загрязненными по количеству и по протяженности во-
лосовин. Увеличение протяженности волосовин в заготовке из крупных
слитков вызвано более развитой дендритной неоднородностью в них, а
также тем, что металл крупных слитков претерпевает значительно
большую вытяжку, чем металл меньших слитков.
Результаты исследования пораженности металла волосовинами
(включениями) по высоте слитков приведены в табл. 52 и на рис. 68 и
69. Данные показывают, что 700-, 750- и 1000-ка слитки обнаруживают
, 119
наибольшую загрязненность в нижней части. 500-кг слитки имеют наи-
большую загрязненность в средней и нижней частях; у 300-кг слитков
наиболее загрязнена средняя часть (по высоте).
Рис. 69. Изменение средней протяженности волосовин иа образцах сталей
1X13 и 2X13 по высоте слитков
Сопоставление макро- и микрооценок загрязненности включениями
отдельных плавок для одного и. того же веса показывает (табл. 53), что
разница в плавках была весьма существенной. Плавки № 19853, 20039 и
20676 имели очень высокую пораженность волосовинами. Миирооценка
двух из этих плавок тоже показывает высокую загрязненность, хотя оцен-
ка волосовин, по-видимому, лучше характеризует отдельные плавки, чем
оценка микровключений.
Таблица 53
РЕЗУЛЬТАТ Ы ОЦЕНКИ ЗАГРЯЗНЕННОСТИ II ПЛАВОК., РАЗЛИТЫХ В 500-кг СЛИТКИ
Номер плавки Оценки по волосовинам Оценка оксидных включений по шкале ГОСТ 801—47
число образцов среднее коли- чество воло- совин на образце средняя сум- марная про- тяженность волосовин на одном об- разце, мм число образцов средний балл количество образцов с баллом выше 3,0, %
19483 21 1,5 2,0 48 3,06 52,0
19853 21 2,5 5,3 48 2,47 20,8
20039 21 3,7 5,2 48 3,33 62,6
20279 21 1,9 2,8 24 3,39 58,4
20323 21 1,9 2,2 24 3,08 45,9
20353 21 0,9 1,0 18 2,83 44,5
20370 21 1,4 1,5 18 2,95 38,8
20641 21 1,0 2,0 24 2,86 37,5
20666 21 1,3 2,3 24 3,13 50,0
20676 21 4,5 7,9 24 3,49 62,4
20736 21 1,0 1,0 24 3,02 46,0
Следовательно, для улучшения качества металла (повышения его
чистоты), кроме выбора оптимального веса слитка, очень важно обеспе-
чивать стандартную оптимальную технологию выплавки (шлаковый и
температурный режимы).
ГЛАВА 9
ВКЛЮЧЕНИЯ В ХРОМОНИКЕЛЕВЫХ
СТАЛЯХ ТИПА 18-8
Широкое распростанение в промышлеиности имеет хромоникелевая
нержавеющая сталь типа 18-8 (18% Ст и 8% Ni) без добавок или с
различными стабилизирующими добавками. Поэтому представляет боль-
шой интерес рассмотреть включения в сталях такого типа.
Сталь 1Х18Н9Т, так же как и сталь 0Х18Н9, при определенном
содержании элементов обладает двухфазной аустенитно-ферритной
структурой, затрудняющей горячую механическую обработку. В связи с
этим были выполнены работы [287—289 и др.] по установлению опти-
мальных пределов химического состава этой стали для различного ее
назначения: трубы, лист, сортовой металл и др.
Для улучшения свойств стали 1Х18Н9Т был разработан способ вы-
плавки этой стали смешением в ковше жидких сплавов из двух печей
[291]. Существенное улучшение пластических свойств стали 1Х18Н9Т
при температурах горячей деформации было достигнуто применением
кислорода при выплавке этой стали [292].
Включения в литой стали 0Х18Н9 исследовали методом Украинско-
го института металлов. На рис. 70 и 71 приведены результаты оценки
включений по сечению слитка в верхней его части. Данные показывают,
что основным видом кислородных включений в данной плавке стали яв-
ляются окислы и силикаты кристаллического типа, затем идут глобу-
лярные включения, причем в центре их больше, чем у края. Нитридов
титана немного и они расположены довольно равномерно по сечению
слитка. Сульфидов много, но у края слитка количество сульфидов умень-
шается.
В прутках квадрат 90 мм других трех плавок стали 0Х18Н9 были
оценены неметаллические включения на 96 продольных шлифах мето-
дом максимального балла.
Таблица 54
ВКЛЮЧЕНИЯ В СТАЛИ 0Х18Н9 (ОЦЕНКА ПО ШКАЛЕ ГОСТ 801—47)
Вид включений Число образцов с баллами Средний балл с- ф 5 « § а -г Я О'* s'g У . 5 co S о © о о о - со X Ч
0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0
Оксиды1 0 0 1 1 3 19 6 18 3,35 25,0
Сульфиды .... 96 0 0 0 0 0 0 0 0,50 0,0
Глобули 0 34 7 36 10 8 0 1 1,77 1,0
В оценку оксидов включены и силикаты.
121
360
Рис. 70. Содержание включений в стали 0Х18Н9 при
увеличении 280:
Количество Включений.,
% (объемн) * 10'3
Рис. 71. Распределение включений по сечению слитка стали
0X18Н9 при увеличении 280:
1 — оксиды кристаллические; 2 — оксиды глобулярные; 3 — нитриды;
4 — сульфиды
122
Результаты оценки приведены в табл. 54 и показывают, что сталь
0Х18Н9 больше всего загрязнена оксидными включениями, имеется так-
же некоторое количество глобулярных включений. Сульфидные вклю-
чения мелкие, поэтому -они укладываются в балл 0,5.
Одним из дефектов стали 1Х18Н9Т является наличие в ней боль-
шого количества нитридных включений — нитридов титана. Нитриды ти-
тана образуются при введении ферротитана или титана в жидкую ван-
ну, всегда содержащую некоторое количество азота. Примерное пред-
ставление о количестве нитридов титана и их размерах в стали может
дать табл. 55, в которой приведены данные оценки нитридов титана в
Таблица 55
СОДЕРЖАНИЕ НИТРИДНЫХ ВКЛЮЧЕНИЙ В СТАЛИ 1Х18НЭТ
Место в прутке Коли- чество полей зрения Количество включений каждой группы1 Количество вклю- чений, %
1 2 3 4 5 6 7 (объемн.) (вес.)2
Край..................
1/з радиуса от края . .
2/з радиуса от края . .
Центр ................
Итого: .
Плавка № 82413
120 3 332 759 172 34 1 -— 0,124 0,085
120 1 115 922 248 87 17 — 0,171 0,117
120 0 215 585 121 40 5 — 0,099 0,069
120 2 201 690 150 48 3 1 0,116 0,080
480 6 863 2956 691 209 26 1 0,122 0,084
Плавка № 82419
Край..................
!/з радиуса от края . .
2/з радиуса от центра .
Центр ................
Итого: . .
60 0 190 479 98 29
60 0 74 348 76 34
60 0 43 363 63 35
60 0 28 394 61 21
240 0 335 1584 298 119
— — 0,148 0,102
— — 0,118 0,081
2 .— 0,117 0,080
1 — 0,109 0,075
3 — 0,123 0,084
1 Размеры включений, мк: 1-я группа — 1,3—2, 1; 2-я — 2, 1—3,4; 3-я — 3,4—5,9; 4-я —5,9—7,6,
5-я — 7,6—1 0,5; 6-я — 10,5—15, I; 7-я — 1 5, 1—2 1,8.
2 Удельный вес включений нитридов титана принят 5,4 г/см*.
заготовке квадрат 90 мм стали 1Х18Н9Т от двух плавок, выплавленных
с продувкой кислородом. Включения оценивали методом Украинского
института металлов при увеличении 280*. Подсчет при меньших увели-
чениях затруднителен и приводит к большим ошибкам в связи с малы-
ми размерами нитридов титана. Загрязненность стали 1Х18Н9Т нитри-
дами титана значительна и составляет от 0,05 до 0,12% (вес.). Распре-
деление включений по сечению заготовки неравномерно, причем обнару-
живается некоторое повышение содержания нитридов к поверхности
заготовки (край и */з радиуса от края). Для оценки загрязненности за-
готовки стали 1Х18Н9Т нитридными включениями Трубным институтом
была предложена шкала, характеризующая степень загрязненности
стали шириной строчек нитридов в продольных шлифах [293]. Шлифы
оценивают по наихудшему месту. Аналогичные шкалы предложены за
рубежом для оценки загрязненности нитридными включениями стали и
* Работа выполнена инж. О. М. Корешковой.
123
сплавов с высоким содержанием титана [294]. Включений окислов в ста-
ли 1Х18Н9Т обычно немного — в несколько раз меньше, чем нитридов.
Сульфидов в этой стали, несмотря на значительное содержание серы,
мало.
Для выяснения изменения характера включений в плавке стали
1Х18Н9Т по ходу плавки были подробно исследованы включения в про-
бах металла, отобранных в различные моменты плавки *.
Технология исследованной плавки, выплавленной в 20-т печи, была
обычной для этой стали [292]. Шихта состояла из .хромоникелевых и
хромоникелетитановых отходов и углеродистых слитков. Плавка про-
изводилась с продувкой кислородом. Расплавленный металл продували
кислородом до получения 0,07% С. По окончании продувки для восста-
новления хрома давали раскислительную смесь, состоящую из силико-
хрома, ферросилиция, силикокальция и алюминия. Через 20 мин. после
начала раскисления давали феррохром и затем снова раскислительную
смесь. За 20 мин. до выпуска скачивали шлак и давали ферротитан.
Затем наводили новый шлак из извести и шпата и давали раскислитель-
ную смесь с силикокальцием; через 10 мин. после наведения шлака
плавку слили. Температура металла в ковше была 1575° С.
По ходу плавки в чугунные изложницы было отобрано шесть проб
весом 1 —1,5 кг. Из проб были вырезаны образцы на расстоянии х/3 вы-
соты от низа пробного слитка. Исследование включений производилось
металлографическим методом на шлифах по плоскости от центра до
края пробы. Площадь шлифа составляла 200 мм2 (10X20).
Пробы отбирали по ходу плавки в следующие моменты (табл. 56).
Таблица 56
ОТБОР ПРОБ ПО ХОДУ ПЛАВКИ
Номер
пробы
Время от включения
тока, час.—мин.
Момент взятия пробы
1
2
3
4
5
6
1—15
1—25
1—30
1—45
2—25
2—55
После полного расплавления (с кислородом)'
После окончания продувки кислородом
После дачи на шлак первой порции раскислительиой
смеси
Перед дачей феррохрома
После расплавления феррохрома и дачи раскислитель-
ной смеси
После дачи ферротитана и шлаковой смеси с силико-
кальцием
Оценка включений производилась металлографическим методом
Украинского института металлов [7] при увеличении 360. На каждом
образце оценивали по 25 полей зрения. При значительной загрязненно-
сти стали включениями указанного количества полей зрения оказалось
достаточно для характеристики включений по ходу плавки.
Результаты исследования изменений в количестве включений приве-
дены в табл. 57 и на рис. 72.
Качественный металлографический анализ показал следующее.
Проба 1. Основной вид встречающихся на шлифе включений —
стекловидные силикаты железа и хрома главным образом глобулярной
формы, часто встречаются также непрозрачные включения правильной
1 Исследование проводилось ииж. Г. П. Громовой.
124
0,3
о, г
o,i
0,218 Хромиты
О 153
про6ы 1 2 3
о о о
- - .1 1'1
4 5 6
Сульфиды
0,056 0.067 0.069 oosg
_____В=й;п111111-
fyofo 12 3 к
0,020
5
°'2' .°'Z84,
д?_ Нитриды титана л
op - ':.
, о , о , о о t о : :•;
Пробь? 1 2 ~1 » ’ 5 6
Рис. 72. Содержание включений в пробах по ходу
плавки стали 1Х18Н9Т. Оценка методом УИМ при
увеличении 360 (см. табл. 56)
125
Таблица 57
ИЗМЕНЕНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ВКЛЮЧЕНИЙ ПО ХОДУ ПЛАВКИ СТАЛИ IX18H9T
I Номер пробы!! Вид включений Общее коли- чество вклю- чений В том числе каждой группы1 Количество включений % (объемн.)
1 2 3 4 5 6 7 8
Хромиты 167 15 8 37 27 59 19 2 0,218
Сцликаты 512 320 150 33 1 7 1 — — 0,095
1 Всего кислородных включений 679 435 158 70 28 66 20 2 — 0,323
Сульфидные включе- ния 280 125 108 45 2 — — — — 0,056
Хромиты 309 54 76 94 63 21 1 0,153
Силикаты 343 232 103 8 — — — — 0,049
2 Всего кислородных включений 652 286 179 102 63 21 1 — — 0,202
Сульфидные включе- ния 269 53 111 97 8 — — — 0,067
Стекло и кремнезем 955 271 296 266 97 45 15 3 2 0,457
3 Сульфидные включе- ния 218 69 90 45 10 3 1 — — 0,069
Силикаты и кремнезем 489 99 176 145 54 7 7 1 0,191
4 Сульфидные включе- ния 193 33 83 60 17 — — —• — 0,060
Силикаты и кремнезем 679 174 246 181 59 19 0,228
5 Сульфидные включе- ния 98 47 34 15 2 — — — — 0,020
Нитриды титана 383 37 91 119 61 61 11 3 0,284
Окислы титана 195 32 43 39 45 22 9 5 — 0,167
1 Размеры включений, мк-. 1-я группа— 1 —1,7; 2-я — 1 , 7—2,6; 3-я —2,6—4,7;
5-я — 6,0—8,4; 6-я — 8,4—1 2,0; 7-я — 12,0—17,4; 8-я — 17,4—24,7.
4-я — 4,7—6,0;
кристаллической формы, представляющие собой хромиты. Имеются
сульфиды марганца.
Проба 2. Включения преимущественно состоят из хромитов, коли-
чество силикатных стекол уменьшается, уменьшается и общее количе-
ство кислородных включений. Количество сульфидных включений прак-
тически не меняется.
Проба 3. Включения в основном состоят из силикатных стекол. При-
чем размеры и количество их больше, чем в предшествующих пробах.
Сульфидные включения несколько крупнее, чем в пробе 2.
Проба 4. Преобладающими включениями остаются включения стек=
ловидных силикатов, но их размеры и количество меньше, чем в про-
бе 3. Сульфидные включения не меняются.
Проба 5. Включения в основном состоят из силикатов железа и хро-
ма, имеющих иногда сложное строение. Сульфиды несколько меньше по
размерам.
Проба 6. После окачивания шлака и дачи ферротитана характер
включений резко изменяется. Основные включения — нитриды титана,
126
неравномерно распределенные по шлифу. Скопления нитридов титана
сопровождаются скоплениями окислов титана в виде округлых серых
включений. На всем шлифе видна сетка карбонитридов титана.
Приведенные данные позволяют следующим образом характеризо-
вать изменение включений по ходу плавки.
Кислородные включения по ходу плавки претерпевают существен-
ные изменения. Во время расплавления и продувки кислородом идет
процесс окисления титана, кремния, углерода, хрома и железа. Окислы
титана, кремния, железа и хрома удаляются в шлак. Остаются в метал-
ле в основном включения хромитов и стекловидные глобулярные сили-
каты хрома и железа. После продувки металла кислородом количество
кислородных включений снижается из-за уменьшения количества хро-
митов и силикатов. Типичные включения хромитов приведены на
рис. 73, а. Снижение количества включений происходит, по-видимому,
за счет их всплывания, облегченного образованием при продувке кисло-
родом значительного количества легкоплавких окислов железа. В про-
бе 3 (после дачи р а скисл ител ыной смеси для восстановления хрома)
растет количество силикатных включений главным образом стекол
(рис. 73, б) и исчезают хромиты. В этот период плавки содержание кис-
лородных включений наибольшее. Проба 4 (перед дачей феррохрома)
показывает снова резкое снижение количества кислородных включений
и появление глобуль чистого кремнезема наряду с силикатами железа
и хрома. Проба 5 (после расплавления феррохрома и дачи раскисли-
тельной смеси) не показывает изменения количества кислородных вклю-
чений. Включения теряют стекловидный характер и глобули имеют слож-
ное кристаллическое внутреннее строение (рис. 73, в). Проба 6 (после
дачи ферротитана) показывает резкое изменение характера включений.
Основными кислородными включениями оказываются окислы и силика-
ты титана (рис. 73, г). Количество включений немного снижается.
Количество сульфидных включений в пробах 1—4 примерно оди-
наково-около 0,060% (объемн.). После дачи ферротитана сульфидных
включений практически при оценке шлифа из малого слиточка не удает-
ся обнаружить. Снижение количества сульфидных включений после да-
чи ферротитана объясняется возможно тем, что окислы, силикаты и кар-
бонитриды титана растворяют некоторое количество серы.
Очень характерно поведение нитридов по ходу плавки. Продувка
ванны кислородом во время расплавления шихты приводит к тому, что
при окислении металла нитриды разлагаются; при этом, очевидно, азот
переходит в жидкую ванну, а титан окисляется и переходит в шлак.
Нитриды отсутствуют в течение всей плавки вплоть до дачи ферротита-
на. При даче ферротитана образуется значительное количество нитри-
дов титана. При кристаллизации стали — сетка карбидов или карбони-
тридов титана (рис. 73, г).
Таким образом, исследование характера и количества включений в
стали марки 1Х18Н9Т по ходу плавки показало, что после продувки
кислородом нитридные включения отсутствуют и снова появляются
после дачи в ванну ферротитана.
Кислородные включения резко меняют характер по ходу плавки.
Первоначально образовавшиеся хромиты и силикаты железа переходят
после дачи раскислительной смеси в стекловидные силикаты, которые
частично удаляются из ванны. Оставшиеся стекла после дачи ферроти-
тана переходят в окислы и силикаты титана.
Сульфидные включения мало меняются по ходу плавки, но резко
уменьшаются после введения ферротитана.
127
Сталь 1Х18Н9Т при небольшом содержании альфа-фазы обладает
высокой пластичностью, обеспечивающей изготовление из нее труб про-
шивкой и листа [288]. Как показывают результаты испытания на круче-
ние, приведенные на рис. 74, сталь Х18Н10Т обладает более высокой
пластичностью, чем Х18Н9Т и Х18Н9 или сталь с добавкой ниобия
Х18Н12Б, заменяющего титан в отношении создания в стали устойчи-
Тачпература испытания., °C
Рис. 74. Результаты испытаний на кручение
нержавеющей стали различных марок [289]:
1 - XI8HI0T; 2 - Х18Н9Т; 3 - XI8HI2B-.
4 — Х18Н9
вости против межкристаллитной коррозии. Так как пластические свой-
ства стали 1Х18Н11Б (с ниобием) при температуре горячей деформации
значительно ниже, чем пластические свойства 1Х18Н9Т, то производство
труб из этой стали затруднительно. Такую разницу’в свойствах, по-ви-
димому, следует объяснить двумя причинами: образованием в стали
стойких карбидов и интерметаллидов ниобия и применением для про-
изводства этой стали недостаточно чистого феррониобия, приводящего
к образованию неблагоприятных включений. Сталь 1Х18Н9Б очень за-
грязнена силикатами и стеклами, в то время как сталь 1Х18Н9Т зна-
чительно меньше загрязнена кислородными включениями и они имеют
кристаллический характер.
ГЛАВА 10
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА
ХРОМОНИКЕЛЕВОЙ СТАЛИ ТИПА 25-20
Легированные хромом и никелем аустенитные стали Х25Н20 и
Х23Н15 обладают более высокой окалиностойкостью и жаропрочностью
по сравнению со сталью 1Х18Н9Т. В связи с этим из стали этих марок
изготовляют специальную аппаратуру для химической промышленности,
жаропрочную арматуру, камеры сгорания реактивных двигателей и дру-
гие изделия. Рекомендуется также изготовлять ив стали этих марок
электроды для сварных швов высокой прочности. Однако недостаточно
высокие пластические свойства этой стали создают затруднения при из-
готовлении из нее труб, листа и др. Сталь Х25Н20 имеет однофазную
аустенитную структуру, сталь Х23Н15 может иметь небольшое количе-
ство a-фазы. Поэтому низкая пластичность стали этих марок объясняет-
ся не их двухфазной структурой, а другими обстоятельствами, связан-
ными с условиями выплавки и раскисления.
В работе Р. А. Перкинса и Б. О. Биндера {297] изучалось влияние
условий раскисления на пластичность стали Х25Н20 (310 SAE) при вы-
соких температурах. Пластичность определяли замером удлинения при
испытании на разрыв при 1315° С.
В плавках с различными раскислителями исследовали также ха-
рактер включений. Пластичность считалась хорошей в случае, если удли-
нение при 1315° С составляло не менее 70%. Результаты испытаний при-
ведены на рис. 75—82 и в табл. 58.
Особенно низкие значения удлинения получены при содержа-
нии >0,25% А1. Дак показывают рис. 75—82, лучшие результаты полу-
чены при раскислении стали силикокальцием и церием. Результаты, при-
веденные авторами в отношении характера включений, не позволяют
сделать однозначных выводов. Возможно это связано также с тем, что
количественного анализа включений не проводилось.
Улучшение пластических свойств нержавеющих сталей при высо-
ких температурах достигается также применением модифицирующих
добавок. Д. Л. Ловелес и Блум [295] исследовали влияние добавок бора
в пределах 0,007—.0,0031 % на пластичность нержавеющей стали при вы-
соких температурах. Они установили, что присадка 0,005% В улучшает
пластичность стали марок Х18Н10, Х18Н12МЗ, Х25Н20 при 1100—
1250° С. Введение бора в больших количествах ухудшает пластичность.
Большая работа была проделана С. Б. Постом и Г. О. Бивером [83,
296] показавшими, что введение в нержавеющую сталь редкоземельных
элементов или даже их окислов повышает пластические свойства этой
стали при высоких температурах. Исследование включений в этих ра-
ботах не проводилось.
9 М. И. Виноград 129
Рис. 75. Влияние марганца на включения и пластичность стали Х25Н20 при
1315° С [297]:
1 — стекловидные силикаты; 2 — хромиты; 3 — непрозрачные силикаты; 4 — сили-
каты хрома; 5 — аустенит
Рис. 76. Влияние кремния на включения и пластичность стали
Х25Н20 при 1315° С [297]:
1 — хромиты; 2 — силикаты хрома; 3 — непрозрачные силикаты;
4 — стекловидные силикаты; 5 — аустенит
130
Рис. 77. Влияние алюминия иа включения и пластичность стали Х25Н20 при
1315° С [297]:
1 — непрозрачные силикаты, стекловидные силикаты, силикаты хрома и хромиты; 2 —
алюминаты; 3 — нитриды алюминия; 4 —аустенит; 5 — феррит
Рис. 78. Влияние ванадия на включения и пластичность стали
Х25Н20 при 1315° С [297]:
1 — непрозрачные силикаты; 2 — силикаты хрома; 3 — стекловидные
силикаты; 4 — хромиты; 5 — хромиты ванадия; 6 — аустенит; 7 —
феррит
9*
131
Рис. 79. Влияние титана на включения и пластичность стали Х25Н20
при 1315° С [297]:
/ _ силикаты хрома и хромиты; 2 — непрозрачные и стекловидные сили-
каты; 3 — силикаты титана; 4 — двуокись титана; 5 — нитриды титана;
6 — аустенит; 7 — феррит
1
I
I
1
1
1
I
Рис. 81. Влияние кальция (от 0,1 .до
0,2% Са) на -включения и пластичность
стали Х25Н20 при 1315° С [297]:
1 — силикаты хрома; 2 — непрозрачные си-
ликаты; 3 — стекловидные силикаты; 4 — ау-
стенит
Рис. 80. Влияние циркония на вклю-
чения и пластичность стали Х25Н20
при 1315° С [297]:
/ _ силикаты хрома и хромиты; 2 — не-
прозрачные и стекловидные силикаты;
3 — оксиды; 4 — нитриды циркония;
5 — аустенит; 6 — феррит
132
Низкая пластичность нержавеющей аустенитной стали при высоких
температурах особенно неблагоприятна при проведении сварочных ра-
бот. При сварке полностью аустенитной стали часто возникают горячие
трещины, существенно снижающие прочность сварных швов. Выполнено
Рис 82. Влияние церия на включения . и ^пластичность
стали Х25Н20 при 1315° С [297]:
/ — силикаты хрома и хромиты; 2 — непрозрачные силикаты; 3 —
стекловидные силикаты; 4 — оксиды; 5 — сульфиды; 6 — аустенит
Таблица 58
ПРЕДЕЛЫ СОДЕРЖАНИЯ НЕКОТОРЫХ ЭЛЕМЕНТОВ В СТАЛИ Х25Н20
ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ ОПТИМАЛЬНЫХ ПЛАСТИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Раскислитель Остаточное содержание раскислителя (%), дающее прн 1315° С удлинение >7 0% Включения Структура
тнп распределение
Марганец >4,5 Хромиты, Си- ' ликаты Равномерное Аустенит
Ванадий 1,45—2,00 Хромиты ванадия » Аустенит -Ф- •ф- феррит
Кремний >1,2 Стекловидные силикаты » Аустенит
Алюминий • 0,10—0,26 Алюминаты Сегрегация »
Церий 0,05—0,10 Стекловидные силикаты Равномерное
» >0,10 Оксиды Сегрегация »
Титан 0,05—0,085 Ильменит Равномерное »
В 0,30—0,47 Нитриды титана Сегрегация Аустенит + небольшое ко- личество феррита
Цирконий 0,04—0,21 Оксиды » Аустенит
Кальций * Стекловидные силикаты Равномерное »
* Остаточный кальций не определяли. О содержании кальция судили по кремнию, причем
0,2% Са соответствует примерно 0,5% Si.
133
очень много работ по снижению склонности стали к трещинообразова-
нию в сварных швах [299—301 и др.]. Интересна работа Б. И. Медовара
[302], показавшего отрицательное влияние кислорода на стойкость швов
против образования горячих трещин. В ряде работ сотрудников инсти-
тута электросварки им, Патона [303—305 и др.] отмечается необходи-
мость применения бескислородных или бескремнеземистых флюсов для
уменьшения склонности аустенитной стали к горячим трещинам в свар-
ных швах. Очень интересна работа Е. Каухаусена и X. А. Фогельса [306],
посвященная разработке состава и технологии производства полностью
аустенитной стали, стабилизированной ниобием, для электродов. Авто-
ры разработали сталь следующего состава: 0,09% С; 0,01% S; 0,024% Р;
0,31% Si; 2,56% Мп; 15,50% Сг; 11,85% Ni; 6,20% Со; 1,39% Nb. Из
этой стали удалось получить проволоку и при сварке этой проволокой
швы обладали высокой сопротивляемостью ползучести и большой проч-
ностью и были свободны от трещины. Металлографическое исследование
показало, что основное значение для получения ковких и нековких пла-
вок стали имеет образование по границам кристаллов пленок, наблю-
давшихся авторами у плавок, чувствительных к трещинам. По мнению
авторов, силикатное стекло—простейшее из этих пленок. Появление
его связано с раскислением стали. Авторы считают, что чувствитель-
ность к микротрещинам в металле для электродов можно определить
заранее, проведя предварительные испытания на растяжение электрод-
ного металла и металлографическое исследование границ зерен. Если
металл покажет низкую пластичность и нежелательные выделения по
границам зерен, то- и швы будут иметь трещины. Результаты наплавки
тремя плавками стали К16Н13 с ниобием при применении известковых
покрытий с марганцем оказались различными. Металл с плохими сва-
рочными свойствами имеет больше всего пленок по границам зерен.
В поляризованном свете эти пленки всегда имеют желтоватый, перехо-
дящий в коричневый цвет. При увеличении 1200 можно было видеть
пленки толщиной до 0,00015 лии. Авторы установили, что металл для
сварочных электродов должен иметь не более 0,01% S. Особенно боль-
шое значение, по мнению авторов, имеют условия раскисления стали.
Так, например, лучшее раскисление получается при более высоком со-
держании углерода. Однако для сварки жаропрочных деталей требу-
ются электроды с содержанием не более 0,10% С. Была исследована
серия плавок (30) с разным содержанием углерода (0,04—0,095%),
кремния (0,16—0,71%), марганца (1,0—2,2%). Хорошие результаты
были получены у электродов плавки с 0,06% С, 0,047% Si, 1,33% Мп,
а также плавки с 0,10% С, 0,28Р/0 Si, 2,93% Мп. Лучшие результаты
были получены при отношении марганца к кремнию 3,5. Однако- это со-
отношение еще не гарантирует хороших результатов, так как хорошие
результаты в большей мере зависят от технологии плавки. Поэтому ав-
торы рекомендуют пользоваться предварительными плавочными испы-
таниями механических свойств. Кроме того, авторы указывают, что
применение основных известковых обмазок в качестве покрытий имеет
большое значение при изготовлении электродов.
Исследование влияния некоторых технологических факторов на пла-
стичность стали Х25Н20 при высоких температурах было проведено
М. И. Виноград и Б. Э. Любинским [298]. Выплавка стали, изготовление
проволоки для электродов и исследование пластических свойств метал-
ла при высоких температурах проводились заводом «Электросталь», а
исследования сварки — институтом электросварки им. Патона1.
1 Работу проводили докт. техн, наук Б. И. Медовар и канд. техн, наук
Ю. В. Латаш.
134
В 50-/сг индукционной печи с основной хромомагнезитовой футеров-
кой выплавили серию опытных слитков весом 26 кг.
Для сравнения исследовали плавки, выплавленные в 500-ка индук-
ционной печи и в 5-т основной дуговой печи. В опытных плавках изме-
няли содержание кремния и углерода. Для выявления влияния техно-
логических факторов выплавки на поведение стали при сварке на заводе
«Электросталь» исследовали плавки, выплавленные на различных ших-
товых материалах и с различными раскислителями. Шихта 26-ка пла-
вок, на которых проверяли влияние углерода и кремния, состояла из
армкО'-железа, металлического' хрома, электролитического никеля, ме-
таллического марганца, ферросилиция (для плавок с повышенным крем-
нием). Плавки раскисляли боркальком (на шлак) и металлическим
кальцием (куском в металл) из расчета на 0,05—0,11 %. Кроме того, бы-
ло выплавлено несколько плавок на отходах стали Х28, электролити-
ческом никеле и металлическом хроме, раскисленных марганцем. Ших-
та цеховых плавок, выплавленных в индукционной 500-ка и в дуговой
5-т печах, состояла из низкоуглеродистого железа, феррохрома, отходов
сплава Х20Н80Т и металлического марганца Плавки, выплавлявшиеся
в индукционной 500-ка печи, раскисляли боркальком на шлак, в металл
давали ферросилиций и металлический кальций. Плавки, выплавляв-
шиеся в дуговой печи, раскисляли порошком ферросилиция, дроблен-
ным силикокальцием на шлак, и кусковым алюминием в металл в коли-
честве 0,4—0,6 кг. Одну плавку, кроме того; раскисляли металлическим
кальцием. Примеси свинца, висмута, олова и сурьмы в шихтовых мате-
риалах всех плавок практически отсутствовали (содержание их было
меньше 1 балла при спектральном анализе).
Металл опытных плавок проковывали на квадрат 35, а часть —на
круг 8 мм. Из прокованных кусков изготовляли ударные образцы для
испытаний при 900—1250° С, а из круга 8 мм нарезали образцы длиной
380 мм для испытания на скручивание при 900—1250° С. Из подката
круг 8 мм протянули также проволоку диам. 4—5 мм для опытов по
сварке.
Образование горячих трещин при сварке происходит при 1150—•
1250°С вследствие низкой пластичности металла при этих температу-
рах, поэтому высокотемпературные испытания должны были характери-
зовать поведение металла при сварке, если предполагать, что свойства
металла электродов могут влиять на свойства сварного шва. В метал-
лургическом производстве приходится встречаться со случаями полу-
чения металла с низкими пластическими свойствами из-за переплавки
отходов металла с низкой пластичностью при определенных условиях
повторного, переплава. Химический состав и свойства опытных плавок
с различным содержанием углерода и кремния приведены в табл. 59 и
на рис. 83 и 84. Данные по четырем группам плавок показывают, что
изменение содержания углерода от низкого (до. 0,12%) до среднего
(0,13—0,25%) практически не влияет на пластические свойства. Первая
и третья группы плавок, отличающиеся только содержанием углерода,
имеют примерно одинаковые свойства. Разница в свойствах лежит в
пределах случайной ошибки. Сравнение свойств второй, третьей и чет-
вертой групп плавок, имеющих углерод в пределах 0,13—0,25% и раз-
личное содержание кремния (до 0,20%; 0,21—0,60%; 0,61—1,00%), по-
казывает, что пластические свойства несколько снижаются в плавках с
содержанием кремния от 0,61 до 1,00%. Разница в свойствах плавок с
низким (до 0,20%) и средним содержанием кремния (0,21—0,60%) ле-
1 Плавки были выплавлены под руководством инж. И. А. Красновой.
135
Таблица 59
136
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК
Номер плавки Химический состав, % Ударная вязкость, кгм/см*, при температурах, °C Число оборотов при скручивании при температурах, °C
с Si Мп 1 s р Сг NI 900 1000 1100 1200 1250 900 1000 1100 1200 1250
(до 0,12% С и 0 21—0,60% Si)
877 0,07 0,33 1,16 0,020 0,005 25,3 19,9 21,0 24,l*i 14,8 7,5 5,8 17 13 21 17
878 0,06 0,40 1,17 0,012 0,006 25,2 19,9 25,9*1 22,4 16,5*i 5,4 3,7 9 13 17 35 37
879 0,06 0,46 1,12 0,022 0,006 25,3 20,1 22,5 17,7*1 17,0*i 11,2 7,2 11 19 30 42
940 0,07 0,53 1,19 0,024 0,005 24,7 20,4 25 9*1 23,1 16,5 8,6 6,5 16 14 7 14 19
993 0,06 0,34 1,49 0,017 0,008 25,5 20,2 27,0*1 24,5*1 19,2*i 9,8 9,7 9 17 19 40 61
994 0,06 0,52 1,67 0,017 0,005 25,3 19,0 24,6*1 21,9*1 10,6 4,9 4,3 И 12 15 33 43
Среднее 0,06 0,43 1,30 0,019 0,006 25,9 19,7 24,5 22,3 15,8 7,9 6,3 11 14 15 29 36
(0,18—0,25% С и до 0,20% Si)
860 0,13 0,10 1,45 0,019 0,005 25,2 20,5 12,9 20,1*1 20,3*i 14,2*i 8,0 13 31 12 22 40
862 0,20 0,07 1,54 0,025 0,007 24,4 20,5 11,0 14,8 17,2 5,6 3,9 10 14 18 28 23
863 0,23 0,06 1,54 0,020 0,007 24,6 20,5 13,2 17,2 16,1 4,1 2,8 12 17 14 23 11
869 0,17 0,06 1,39 0,020 0,007 24,1 20,0 10,1 16,2 15,1 6,5 4,4 9 11 18 19 20
986 0,19 0,15 1,54 0,015 0,008 25,2 19,4 П,9 17,3 20,0 8,2 5,3 12 20 25 39 10
987 0,19 0,12 1,53 0,013 0,005 25,3 20,0 13,3 21,9 18,8*i 3,8 4,3 8 14 25 25 37
988 0,20 0,08 1,59 0,008 0,005 25,1 20,2 14,2 23,1*1 10,3*i 3,6 2,5 9 18 21 20 23
238 0,14 0,14 1,45 0,017 0,005 25,2 20,0 15,3 19,4 9,4 4,5 2,9 — 13 12 10 12
Среднее 0,18 0,10 1,50 0,017 0,006 24,9 20,1 12,7 18,7 15,9 6,31 4,3 10 17 18 23 22
(0,13-0, 25% С и 0,21—0,60% Si)
870 0,18 0,23 0,33 0,025 0,005 24,4 20,8 14,4 17,9 14,5*i L 5,9 3,4 10 10 12 15 18
936 0,22 0,37 1,38 0,021 0,010 24,8 18,8 16,7 19,7 16,1 4,9 2,9 13 17 22 30 21
984 0,16 0,22 1,60 0,008 0,005 25,5 19,9 14,3 21,7*i 22,0*i 7,6 5,9 13 21 27 46 50
985 0,16 0,36 1,66 0,010 0,005 25,3 21,0 15,5 19,5 11,6 3,7 2,7 9 16 15 21 28
989 0,16 0,21 1,64 0,027 0,005 25,6 20,3 15,3 22,0 15,l*i 2,8 3,4 И 16 20 27 33
Среднее 0,18 0,28 1,53 0,018 0,006 25,1 20,2 15,2 20,2 13,9 5,0 3,7 11 16 19 28 30
Продолжение табл. 59
Номер плавки Химический состав, % Ударная вязкость, кгм[см*, прн температурах, °C Число оборотов при скручивании при температурах, °C
С Si | Мп | S 1 р Сг | Ni 900 | 1000 1100 1200 1250 900 1000 1100 | 1200 | i 250
(0, 13—0,25% С и 0,61—1,00% Si)
990 0,1э 0,63 1,64 0,026 0,005 25,0 19,6 9,2 21,5*! 11,5 3,0 2,2 9 13 14 15 14
991 0,1 0,74 1,74 0,020 0,005 25,1 19,1 10,9 19,3 15,2 2,7 2,1 11 14 17 14 19
992 0,20 0,92 1,64 0,019 0,005 25,1 20,3 10,3 18,4 8,2 2,3 2,1 8 12 21 17 21
Средн ее 0,20 0,76 1,67 0,022 0,005| 25,1 19,7 10,1 19,7 11,6 2,7 2,1 9 13 17 15 18
(0 ,13—0 25% С и 0,21—0,60%Si)*2
871 0,18 0,23 1,39 0,018 0,008 24,8 20,5 23,8*1 21,3*1 21,6*1 15,1*1 7,7 — 21 50 58 47
239 0,17 0,33 1,50 0,011 0,006 24,8 20,0 18,6 22,0 21,0 14,3 6,4 — 21 31 61 60
Среднее 0,18 0,28 1,44 0,014 0,007 24,8 20,3 21,2 21,7 21,3 14,7 7,1 — 21 41 60 54
(до 0,12% С и 0,21—0,6% Si)*3
23421*3 I 0,06 | 0,32 I 1,65 I 0,0161 0,0081 26,7 I 20,1 I 21,9*1 | 23,8*1 I 22,7*1 I 18,0*i 117,3*11 17 I 34 I 53 I 74 I 65
(до 0,12% С и 0,21—0,60% Si)
98548*4 0,11 0,46 1,31 0,010 0,017 26,1 20,3 — — — — — 17 25 39 57 59
98553 0,11 0,47 1,40 0,020 0,024 26,0 20,0 — — — — — 13 23 47 67 64
98565 0,10 0,42 1,16 0,011 0,018 25,8 20,3 — — — — — 19 28 44 64 61
Среднее 0,11 0,45 1,29 0,014 0,016 26,0 20,3 — — — — — 16 25 43 63 61
♦* Ударные образцы согнулись, но не разбились. Плавки выплавлены на отходах Х28 и раскислены марганцем, остальные раскислены кальцием. •• Плавка
весом 500 кг. *4 Плавки весом 5000 кг, остальные весом 26 кг.
жит в пределах случайной ошибки. Рассмотрение свойств отдельных
плавок показывает, что колебания пластических свойств плавок в каж-
дой группе очень значительны и превышают различия в пластичности
между группами плавок различного состава (кроме группы с 0,61—
1,00% Si). Так как шихтовые материалы были во всех плавках одина-
ковыми, то это сл’едует отнести за счет условий проведения плавок (со-
Рис. 83. Влияние углерода, кремния и способа выплавки ста-’
ли Х25Н20 на ударную вязкость при высоких температурах
Номер кривой Вес плавки кг Содержание, % Раскисле- ние Число плавок
с S1
1 26 До 0, 12 0,21 — 0,60 Са 6
2 26 0, 13—0,25 До 0, 20 Са 8
3 26 0, 13—0,25 0, 21 —0,60 Са 5
4 26 0, 13—0,25 0,61 — 1,00 Са 3
5 26 0,13—0,25 0,21 — 0,60 Мп 2*
6 500 До 0,12 0, 21 — 0,60 Са 1
* Выплавлены на отходах стали Х28.
стояние тигля, продолжительность расплавления, температурный режим
плавки и другие особенности проведения плавок и их раскисления).
Характерными в этом отношении являются плавки, выплавленные
в 50-кг печи на отходах стали Х28 и раскисленные только марганцем
(см. табл. 60).
По химическому составу плавки соответствуют плавкам третьей
группы (табл. 59), а по пластическим свойствам значительно выше этих
плавок.
Еще более резкую разницу в пластических свойствах показали плав-
ки, выплавленные ib дуговой печи и особенно в индукционной печи,
500-кг печи (см. табл. 59 и рис. 84—85). Плавка, выплавленная в индук-
ционной 500-кг печи, имеет очень высокие пластические свойства по
сравнению со всеми остальными вариантами выплавки.
138
К особенностям плавок, определяющим низкий уровень их пласти-
ческих свойств, следует отнести условия выплавки, способствующие по-
вышенному окислению металла. В плавках из 50-кг печи неблагоприят-
ными условиями следует считать большую продолжительность плавок,
в большинстве случаев от 1 ч. 40 м. до 3 час. (для 26-кг плавки), в то
время как в индукционной 500-кг печи продолжительность плавок была
Рис. 84. Влияние углерода, кремния и способа выплавки стали
^Х25Н20 на число оборотов до излома при высокотемпературном
кручении:
1—6 — то же, что на рис. 83; 7 — 5-т плавка (до 0,12% С и 0,21—
0,60% S1). Раскисление кальцием (3 плавки)
Таблица 60
СВОЙСТВА ПЛАВОК. РАСКИСЛЕННЫХ МАРГАНЦЕМ
И ВЫПЛАВЛЕННЫХ НА РАЗЛИЧНОЙ ШИХТЕ В 50-кг ПЕЧИ
(0,07—0,20% С, 0,23—0,60% Si)
Шихта Раскисли- тель Число плавок Ударная вязкость при 1200 и 1 250 °C* кгм/см2 Число оборотов до из- лома при скручива- нии при 1 200 и 1250 °C*
средние макс. мин. средние макс. мин.
Отходы Х28 Свежая шихта Марганец » 6 1 7,7 6,4 11,4 8,1 4,5 4,6 56 25 62 31 50 19
• Средние из двух температур.
около 1 ч. 45 м. (для 500-кг). Металл 26-кг плавок в большей мере пере-
гревался из-за малого объема. Большая (относительно) поверхность
соприкосновения металла со стенками тигля в малой плавке также уве-
личивала возможность загрязнения металла за счет реакций с футеров-
139
кой печи. В 26-кг плавках применяли металлический хром, в то время
как в 500- и 5000-кг плавках применяли феррохром «0000» и «000»; часть
хрома вводили с отходами стали Х20Н80Т, что облегчало расплавление
и уменьшало окисление металла. Наличие в шихте титана, введенного
с отходами Х20Н80Т, предотвращало окисление в шихте кремния или
хрома. В дуговых печах плавки выплавляли на тех же шихтовых мате-
риалах, что и плавки, выплавленные в индукционной 500-кг печи. Про-
должительность 5-т плавок в дуговой печи составляла 3—3,5 час. Для
этих плавок характерно несколько более высокое содержание кремния
в готовом металле (на 0,10—0,15%) по сравнению с 500-кг плавкой в
индукционной печи при одинаковом расчетном содержании кремния.
Повышение содержания кремния в металле, выплавленном в дуговых
печах, получалось за счет восстановления кремния из кремнезема шла-
ка, так как в дуговых печах условия для такого восстановления более
благоприятны, чем в индукционных печах ввиду более высокой темпера-
туры шлака.
Источником попадания кислорода в металл в виде монооксида крем-
ния является кремнезем шлака или футеровки печи. В футеровке основ-
ной печи всегда имеется небольшое количество кремнезема из-за нали-
чия примеси его даже ,в лучших сортах магнезита. Кроме того, раскис-
ление и легирование кремнием также приводит к некоторому насыщению
основной футеровки кремнеземом. В основном шлаке также присутст-
вует некоторое количество кремнезема, в частности вследствие приме-
нения плавикового шпата со значительной примесью кремнезема.
Наличие в жидком металле растворенных кремнекислородных вклю-
чений (монооксида кремния) приводит в период кристаллизации в связи
с резким уменьшением его1 растворимости к образованию в металле
участков, обогащенных включениями. В этих участках в момент кри-
сталлизации образуются дисперсные частицы или тонкие пленки стекло-
видных фаз. Стекловидные фазы, имеющие сравнительно низкие тем-
пературы размягчения, приводят к снижению пластических свойств
металла при высоких температурах. Низкие пластические свойства мо-
гут быть также вызваны наличием и других кислородных соединений,
присутствующих в металле, если эти соединения имеют низкую темпе-
ратуру размягчения или плавления.
Проволоку опытных плавок испытывали на сварочные свойства в
институте электросварки им. Е. Патона в условиях автоматической свар-
ки с различными флюсами. Сваривались листы толщиной 10 мм стали
Х23Н18. Первоначально сварку вели под флюсом АН-22 следующего
состава: 18% SiO2, 26% А12О3; 8% МпО; 12% СаО; 12% MgO; 23% CaF2;
1 % FeO.
Многочисленные испытания, проведенные Институтом электросвар-
ки, показали неудовлетворительные результаты (наличие горячих тре-
щин) при любых сочетаниях углерода и кремния и при любых свойствах
опытных плавок. При химическом анализе наплавленных швов обнару-
жилось насыщение шва кремнием (0,1—0,3%) вследствие кремневосста-
новительного процесса, развивающегося при использовании флюса
АН-22, содержащего около 20% кремнезема. Таким образом, выясни-
лось, что состав (по содержанию углерода и кремния) и свойства про-
волок не являются первостепенными факторами, определяющими склон-
ность к образованию трещин в швах. Главным фактором, способствую-
щим образованию горячих трещин в сварных швах, явилось применение
флюса, содержащего кремнезем.
В табл. 61 приведены значения пластических свойств при высоких
температурах плавок, выплавленных с различными раскислителями.
140
Таблица 61
СВОЙСТВА ПЛАВОК, ВЫПЛАВЛЕННЫХ С РАЗЛИЧНЫМИ РАСКИСЛИТЕЛЯМИ
(0,12% с, 0,2—0,9% Si)
Ударная вязкость
при 1200 и 1250 °C*
кгм/см2
Среднее число оборотов
до излома при скручивании
при 1200 и 1250 °C*
Раскислитель
50
4500**
50
150
50
150
Силикокальций
»
Алюмобарий
»
Ферробор
»
8,7
6,7
17,2
2,6
18,1
11,2
10,4
18,8
3,4
19,7
5,8
5,0
15,6
2,1
16,5
36
63
22
61
17
69
• Средние из двух температур.
• • Выплавка в электродуговой печи.
Рассмотрение результатов испытаний показывает, что свойства плавок
с силикокальцием немного лучше, чем свойства плавок с алюмобарие-
вой лигатурой, а плавки с ферробором значительно хуже плавок с дру-
гими раскислителями. В тех же таблицах даны свойства плавок, выплав-
ленных в индукционной 150-кг печи с алюмобариевой лигатурой, фер-
робором и металлическим кальцием, а также свойства плавок, выплав-
ленных в 4,5-т основной дуговой печи. Пластичность плавок, выплав-
ленных в индукционной 150-кг печи и в дуговой электропечи, снова
оказалась много выше (в 2—3 раза) пластичности плавок, выплавлен-
ных в индукционной 50-кг печи, независимо от примененного раскисли-
теля.
Для установления причин получения весьма различных пластиче-
ских свойств плавок, выплавленных по разным вариантами одинаковых
по составу и свойствам, определяли характер и степень загрязненности
неметаллическими включениями. Количественное исследование прово-
дили методом Украинского института металлов. Поперечные шлифы про-
сматривали при увеличении 360 на 100—300 полях зрения. Отдельно
определяли включения оксидов, силикатов и др., имеющих ограненную
форму, и кислородные включения округлой формы—глобулярные; от-
дельно оценивали также сульфиды и нитриды. Шлифы просматривали
в исходном состоянии (после нагрева до 900° С) (табл. 62). Все плавки,
выплавленные в 50-кг индукционной печи и раскисленные кальцием,
имеют большое количество включений, мало изменяющееся при измене-
нии содержания углерода и кремния. Плавка, выплавленная в 150-кг
индукционной печи, имеет также много включений, хотя пластичность
этой плавки в 2—3 раза выше пластичности плавок из 50-кг печи.
Плавка с бором, имеющая очень низкое содержание включений,
имеет вместе с тем низкую пластичность. Плавки, выплавленные на от-
ходах стали Х28 и ‘раскисленные марганцем, имеют несколько меньше
включений, чем плавки, выплавленные на свежих материалах и раскис-
ленные кальцием.
Следовательно, пластические свойства при 1200—1250°С не опре-
деляются количеством включений, видимых при увеличении 360. Плавки
высокой пластичности могут иметь больше включений, чем плавки низ-
кой пластичности.
141
Таблица 62
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ В СТАЛИ X2SH20, ВЫПЛАВЛЕННОЙ
В РАЗЛИЧНЫХ УСЛОВИЯХ
Условия выплавки С, % Si, % Число плавок Количество включений % (объемн.)
окси- ды глобу- ли суль- фиды нитри- ды
На свежих матери- алах, раскисление кальцием, 50-кз печь <0,12 0,2—0,5 3 Среднее Макс. Мин. 0,056 0,100 0,030 0,002 0,007 0 0,014 0,041 0 —
То же, но раскис- ление силикокальцием <0,12 >0,5 1 Среднее Макс. Мин. 0,056 — — —
То же 0,13—0,30 <0,2 4 Среднее Макс. Мин. 0,056 0,101 0,033 0,002 0,009 0 0,003 0,006 0 —
То же 0,13—0,30 0,2—0,5 3 Среднее Макс. Мин. 0,061 0,063 0,057 0,004 0,012 0 0,003 0,009 0 —
На свежих материа- лах, раскисление си- ликокальцием, 50-кг печь 0,13—0,20 <0,5 (до 1,0) 3 Среднее Макс. Мин. 0,083 0,107 0,059 — 0,006 0,012 0,001 —
То же, но раскисле- ние ферробором <0,12 0,2—0,5 1 Среднее Макс. Мнн. 0,017 0,009
На отходах Х20Н80Т, раскисление кальцием, 150-кг печь <0,12 0,2—0,5 1 Среднее Макс. Мин. 0,072 0,008 — —
На отходах Х28, раскисление марган- цем, 50-кг печь 0,13—0,30 0,2—0,6 3 Среднее Макс. Мин. 0,018 0,045 0,005 — — 0,020 0,057 0
С применением флюса БКФ-1, состоящего в основном из плавико-
вого шпата, резко уменьшилось образование трещин в швах. Неблаго-
приятное влияние кремневосстановительного процесса во время сварки
заключается в образовании нежелательных кремнекислородных соеди-
нений. При кристаллизации эти соединения, по-видимому, образуют
стекловидные фазы, располагающиеся в значительной мере на границах
кристаллов. Стекловидные фазы резко понижают прочность границ кри-
сталлов и способствуют образованию трещин.
"Насыщение шва окислами кремния может происходить также из-за
окисления кремния в проволоке кислородом воздуха. Для сварки про-
волоки желательно иметь в ней минимальное содержание кремния (при
условии применения флюсов, не содержащих кремнезема) или предо-
хранять шов от контакта с воздухом аргоном или другими способами.
Хорошо предохраняет от образования трещин высокое содержание в
проволоке марганца.
142
Проведенные автором работы показали, что: пластические свойства
сплава Х25Н20 при высоких температурах практически не зависят от
содержания углерода при изменении его в пределах от 0,06 до 0,25%
и несколько снижаются с повышением содержания кремния в пределах
от 0,40 до 1,00%. Пластические свойства при высоких температурах от-
дельных плавок сплава Х25Н20 существенно зависят от условий вы-
плавки. Одним из наиболее нежелательных процессов при выплавке
является насыщение металла монооксидом кремния из кремнезема
шлака и футеровки, приводящее к образованию стекловидных включе-
ний.
Повышение пластических свойств сплава Х25Н20 достигается при
создании таких условий выплавки, когда образование кремнеземистых
включений и поглощение металлом монооксида кремния сведены к ми-
нимуму. В связи с этим необходимо соблюдать следующие требования
технологии выплавки:
а) быстрое расплавление шихты;
б) применение в шихте материалов с небольшим содержанием ти-
тана (это предохраняет кремний от окисления);
в) вместо металлического хрома применять отходы стали Х28 или
феррохром;
г) хорошее состояние футеровки тигля или печи, минимальное со-
держание кремнезема в футеровке и в подмазке;
д) применение основного шлака и шлакообразующих материалов с
минимальным содержанием кремнезема.
ГЛАВА 11
ВКЛЮЧЕНИЯ И СВОЙСТВА СПЛАВОВ
Недостаточная пластичность сплавов и чистых металлов очень ча-
сто создает технологические затруднения. Поэтому постоянно прово-
дятся работы по улучшению пластичности.
В работах по получению чистого хрома и сплавов на его основе
установлено, что минимальное содержание в хроме кислорода, азота и
углерода приводит к повышению его пластичности.
Проблема получения пластичного молибдена вызвала необходи-
мость в проведении многочисленных работ по выяснению причин низкой
пластичности молибдена. В этих работах было установлено, что наиболее
вредной примесью, образующей в молибдене оксидную фазу, является
кислород.
В сплавах, особенно легированных хромом, алюминием, никелем,
молибденом, вольфрамом и др. элементами и в сплавах на никелевой
основе, часто можно наблюдать пониженную пластичность при высоких
температурах. Характерным является то обстоятельство, что отдельные
плавки стали или сплава одной и той же марки имеют высокую пластич-
ность, другие — низкую пластичность, иногда приводящую к полному
разрушению слитков при ковке или прокатке. Плавки стали данной
марки могут иметь различную степень пластичности. Так, например,
встречаются плавки стали некоторых марок, слитки которых развали-
ваются при первых ударах молота и плавки этих же марок стали, слит-
ки которых можно проковать, но нельзя прокатать. Бывают плавки,
слитки которых можно прокатать, но полученную заготовку нельзя про-
шивать на трубы или, наконец, такие плавки, которые хорошо прокаты-
ваются и хорошо прошиваются на трубы и т. д. Во всех этих случаях
пониженная пластичность проявляется в образовании разрывов или рва-
нин при горячей деформации.
Для некоторых сталей причиной пониженной пластичности оказы-
вается двухфазная структура стали, например феррито-аустенитная, в
которой пластические свойства фаз различны [144 и др.].
Сплавы или стали с однофазной основной структурой при высоких
температурах (ферритной или аустенитной) могут иметь низкую пла-
стичность в отдельных плавках наряду с высокой пластичностью в дру-
гих плавках при одинаковом химическом составе по основным легирую-
щим элементам.
Производство никелевых и особенно хромоникелевых сплавов очень
часто бывает затруднено тем, что эти сплавы при температурах горячей
деформации имеют очень низкую пластичность, не позволяющую осу-
ществлять деформацию. Для повышения пластических свойств сущест-
вуют две возможности: выплавка стали на особо чистых материалах с
применением специальных раскислителей (магния, кальция, церия, цир-
144
копия, бора и др.) и выплавка в вакууме. За последние годы у нас и за
рубежом выполнено много работ как в том, так и в другом направлении.
В результате проведенных работ получены положительные решения, при-
чем в большинстве работ отрицательное влияние на свойства приписы-
вается кислороду.
В работе, проведенной Ю. А. Грациановым и А. А. Герасименко [308]
по изучению влияния процесса выплавки на физические и технологи-
ческие свойства молибденового пермаллоя, исследовалось влияние вы-
плавки под кислыми и основными шлаками с диффузионным раскисле-
нием при различных добавках. Плавку проводили в индукционной печи
с тиглями из металлургического и каустического магнезита. Шихта со-
ставлялась из армко-железа (с углеродом % 0,025 % и никелем мар-
ки НО или Ш). При диффузионном раскислении применяли шлак сле-
дующего состава: 65% СаО, 20% магнезита, 15% плавикового шпата
(имеющего температуру плавления 1340 ±20° С). Исследования пока-
зали, что лучшие результаты получаются при использовании в качестве
шлаковой смеси боркалька и при температуре плавления в пределах
1480—1520° С. При более высокой температуре слитки разваливались или
давали рванины.
Проверка влияния примесей показала, что добавка марганца до
0,3% повышает пластичность и до 1% магнитную проницаемость. Со-
держание до 1,2% Si не влияет на пластичность, но при >0,7% ухуд-
шается магнитная проницаемость.
Сера и свинец влияют резко отрицательно. Уже при содержании
0,015% S магнитные свойства резко снижаются, причем пластичность
не изменяется. Влияние до 0,1% РЬ на магнитные свойства не очень
существенно, но при содержании его >0,005% резко ухудшается пла-
стичность сплава в горячем состоянии.
Повышение содержания фосфора до 0,08% не вызывает изменения
технологических и магнитных свойств. Исследование добавок лития,
бериллия, магния, алюминия, кальция, титана, ванадия, циркония, нио-
бия показало, что эти добавки по-разному влияют на кристаллизацию,
но связь кристаллизации с пластичностью не подтвердилась. Установ-
лено, что кальций и магний в количестве 0,05% повышают технологиче-
ские и магнитные свойства. Повышение содержания кислорода очень
сильно ухудшает пластичность и магнитную проницаемость. Водород и
азот не влияют на свойства. Бор, титан и алюминий ухудшают свойства.
Оптимальная технология выплавки состоит в обработке металла извест-
ковым шлаком и боркальком с последующим раскислением металла
марганцем, кремнием, кальцием и магнием.
Опыты, проведенные автором со сплавом Н36, показали (табл. 63),
что понижение ударной вязкости при высоких температурах представ-
ляет собой явление, вызванное состоянием сплава при данной темпе-
ратуре. Испытания при комнатной температуре ударной вязкости образ-
цов после охлаждения в воде с этих же температур показывают, что
при комнатной температуре ударная вязкость при температурах закалки
от 900 до 1350° С остается высокой, в то время как испытание при высо-
кой температуре показывает значительно меньшую пластичность, причем
с повышением температуры испытания эта пластичность понижается.
Для выяснения влияния водорода на пластические свойства элек-
тролитического никеля были проведены следующие испытания. Элек-
тролитический никель марки НО подвергали испытанию на ударную вяз-
кость при различных температурах. Ввиду малой толщины пластин ис-
пытание проводили на уменьшенных образцах (пластинках) толщиной
4 мм вместо 10 мм (4 X 10 мм). Надрез был расположен на узкой сто-
Ю М. И. Виноград 145
Таблица 63
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ СПЛАВА Н36 ПРИ 20” С (ПОСЛЕ РАЗЛИЧНЫХ РЕЖИМОВ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ) И ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
(без термической обработки)
Испытание при 20°С Испытание при высоких температурах (без термической обработки)
температура закалки, °C* ударная вязкость кем/см? температура испытания, °C ударная вязкость кем/см?
Без термообработки 29,53 —
900 32,31 900 17,16
1000 30,85 1000 15,64
1100 30,47 1100 12,52
1200 32,31 1200 9,39
1300 29,26 1300 7,36
1350 32,31 1350 5,74
* Охлаждение в воде.
роне. Результаты испытаний,
приведенные в табл. 64, по-
казывают, что с повышением
температуры уменьшается
пластичность никеля. Это,
по-видимому, можно объяс-
нить присутствием в нем
примесей, изменяющих со-
состояние с повышением
температуры. Предвари-
тельное прокаливание об-
разцов (1080° С, выдержка
2 часа, охлаждение на воз-
духе и нагрев до 700° С, вы-
держка 32 час., охлаждение
на воздухе) не повысило
пластичности никеля, следо-
вательно, водород не был
причиной низкой пластично-
Таблиц а 64
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКОГО
НИКЕЛЯ ИО
Режим термической обработки Температура испытания, °C Ударная вязкость кем, f см?
Без термической об- работки 20 800 900 1000 1100 1200 1300 13,00 4,74 3,58 3,18 1,95 1,60 0,94
. 1080° С, 2 часа, ох- лаждение на воздухе -^700° С, 32 час., ох- лаждение в воде 1100 1200 1300 1,26 0,94 0,65
сти.
Сравнение данных табл. 64 со значениями ударной вязкости, полу-
ченными на переплавленном и раскисленном никеле без термической об-
работки, показывает резкую разницу в результатах испытания.
Температура испытания
°C
900
1000
1100
1200
Ударная вязкость
кем} см?
18,2
15,8
13,3
10,9
Раскисленный никель имеет более высокую пластичность, причем
понижение пластичности с повышением температуры испытания сравни-
тельно небольшое.
В работе, выполненной М. Я. Дзугутовым [307], показано, что плав-
ки сплава Х15Н60, обнаруживающие в литом состоянии существенное
понижение пластических свойств, с повышением температуры сохраняют
146
это свойство и в кованом состоянии (рис. 85). Автор считает, что при-
чиной понижения пластичности является наличие легкоплавких окислов.
В работе автора [219] рассматриваются некоторые факторы, опре-
деляющие пластичность плавок сплава Х20Н80. Сплав выплавляли в
Рис. 85. Ударная вязкость сплава Х15Н60 при высоких температурах в образцах от
слитков и от кованых заготовок [307]:
1 — плавка с хорошей ковкостью; 2 — плавка с плохой ковкостью
Рис. 86. Ударная вязкость пла-
,вок сплава Х20Н80, выплавлен-
ных в кислом тигле высокоча-
стотной печи с различными рас-
кислителями:
Номер
кривой
Раскисле-
ние
Темпе-
ратура
выпуска
°C
Мп
Мп
Мп + Si
Мп + Si
Мп + А1
Мп + А1
> 1480
< 1480
> 1480
< 1480
> 1480
< 1480
высокочастотной печи в тиглях с разной футеровкой (кислой и основной)
при различных температурах и условиях раскисления.
Одну из серий опытных плавок сплава Х20Н80 (16 плавок) выплав-
ляли в тигле с кислой футеровкой. Шихта состояла из электролитиче-
10* 147
ского никеля и металлического хрома. Для раскисления применяли ме-
таллический марганец, металлический кремний и кусковой алюминий.
В тигле емкостью 50 кг выплавлялись плавки 36—42 кг. Некоторые
плавки сливали в три приема (по 12 кг) с различными дозами раскис-
лителей.
Для наведения шлака использовали песок и плавиковый шпат. Ха-
рактеристика технологии выплавки приведена в табл. 65.
Таблица 65
ХАРАКТЕРИСТИКА ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ В ТИГЛЕ
С КИСЛОЙ ФУТЕРОВКОЙ
Номер плавки Условия раскисления Температура, °C
после наведения шлака перед выпуском
2013—1* После снятия двух шлаков дай марганец иа 0,8% 1573
2013—2 Продолжение плавки 2013-1, дан кремний иа 0,6% и марганец на 0,3% — 1493
2013—3 Продолжение плавки 2013-2, дан кремний иа 0,5% и марганец на 0,3% — 1424
2015—1 После снятия двух шлаков дан мар- ганец иа 0,8% 1463
2015—2 Продолжение плавки 2015-1, дали кремний на 0,6% и марганец иа 0,3% — 1374 .
2015—3 Продолжение плавки 2015-2, дали кремний иа 0,5% и марганец на 0,3% — 1381
2016—1 После снятия двух шлаков дан мар- ганец на 0,8% 1602
2017—2 Продолжение плавки 2016, дали алюминий на 0,6 % и марганец на 0,3 % Горячий
2018—3 Продолжение плавки 2017, дали алю- миний на 0,5% и марганец на 0,3% металл То же
, 2019—1 После снятия двух шлаков дан мар- ганец на 0,8% — Холодный
2020—2 Продолжение плавки 2019, дали алю- миний на 0,6% и марганец на 0,3% металл То же
2021—3 Продолжение плавки 2020, дали алю- миний на 0,5% и марганец на 0,3% 1382
2022 После снятия шлака дали кремний иа 0,35% и марганец на 0,8% . . . 1492 . 1354
2023 После снятия шлака дали кремний на 0,35% и марганец на 0,8% 1494 1512
2025* После снятия шлака дали алюминий на 0,8% и марганец на 0,8% . . . 1519 1527
2026 После снятия шлака дали алюминий иа 0,8% и марганец на 0,8% . . . 1435 1435
♦ Плавка вторая от набивки тигля (после промывной плавки).
Плавки были прокованы при 1100° С на квадрат 35 мм. Ковкость
плавок была довольно низкой и заготовки имели глубокие рванины-
Химический состав плавок приведен в табл. 66, а результаты испытаний
ударной вязкости в табл. 67 и на рис. 86.
Рассмотрение данных показывает, что пластические свойства спла-
ва Х20Н80 резко снижаются с повышением температуры испытания.
Особенно низкие пластические свойства имеет сплав при 1200—1250° С.
148
Таблица 66
химический состав опытных плавок сплава хгонво, выплавленных
В КИСЛОМ ТИГЛЕ
Номер плавки Химический состав, % Содержание кислорода, %
с Si Мп Сг Ni Al S р
2013-1 0,03 0,53 0,69 18,5 78,0 Следы 0,012 0,006 Не определялось
2013-2 0,03 0,81 0,72 18,1 77,4 » 0,012 0,007 То же
2013-3 0,03 1,37 1,07 17,6 74,7 0,015 0,006 » »
2015-1 0,03 0,53 0,84 19,2 77,6 0,010 0,006 » »
2015-2 0,03 0,94 1,00 18,9 76,6 » 0,010 0,006 » »
2015-3 0,03 1,28 1,16 18,9 74,2 » 0,010 0,007 » »
2016-1 0,02 0,80 0,74 17,7 76,9 0,04 0,009 0,007 » »
2017-2 0,02 1,06 0,89 18,1 77,9 0,22 0,011 0,005 0,0034
2018-3 0,02 1,32 0,92 18,1 78,3 0,22 0,011 0,005 Не определялось
2019-1 0,02 0,39 0,77 19,5 77,2 0,05 0,009 0,007 0,0084
2020-2 0,02 0,65 0,76 19,7 78,5 : 0,34 0,012 0,005 0,0056
2021-3 0,02 0,84 1,37 19,1 76,6 0,32 0,010 0,006 0,0136
2022 0,02 0,96 0,73 18,5 76,7 0,04 0,011 0,007 0,0269
2023 0,02 0,86 0,74 19,0 76,4 Следы 0,011 0,005 Не определялось
2025 0,02 0,55 0,76 19,0 77,8 0,43 0,011 0,006 То же
2026 0,02 0,59 0,80 19,6 77,8 0,81 0,011 0,005
Подобные данные по ударной вязкости сплава Х15Н60 были получены
М. Я. Дзугутовым [307]. Значения ударной вязкости при 1200—1250° С,
равные 2 кгм!см2, свидетельствуют о непригодности металла к дефор-
мации ковкой или прокаткой при этих температурах. При 1100° С ков-
кость также невысока, так как ударная вязкость лежит в пределах 6—
8 кгм!см2.
Сравнение влияния раскислителей показывает, что при 1200—1250° С
свойства плавок с различными раскислителями (марганцем, марганцем
с кремнием, марганцем с алюминием) практически одинаковые. При
800—1100° С плавки, раскисленные марганцем и марганцем с алюми-
нием, несколько лучше по ударной вязкости, чем плавки, раскисленные
марганцем с кремнием.
Изменение содержания кремния от 0,81 до 1,37% не сказывается на
значениях ударной вязкости. Из плавок, раскисленных кремнием (в до-
полнение к марганцу), худшие результаты показывают плавки с темпе-
ратурой выпуска 1493—1512° С, лучшие — плавки с температурой выпу-
ска 1354—1424° С. Содержание кремния в металле из шихты не должно
было превышать 0,15%; фактически содержание кремния в плавках,
в которые его не добавляли, а добавляли только марганец, составляло
0,39—0,80%.
Увеличение содержания кремния произошло вследствие восстанов-
ления его из футеровки печи и из шлака. Восстановителем служил глав-
ным образом хром и в некоторых плавках—алюминий. Плавки, не-
смотря на значительное количество введенного кремния или алюминия,
имели высокую газонасыщенность и слитки этих плавок подрастали
перед окончанием кристаллизации (за исключением плавок 2015-1, 2021
и 2026). Высокая газонасыщенность плавок может быть объяснена тем,
что наряду с процессом насыщения металла кремнием, по-видимому, шел
процесс насыщения металла монооксидом кремния, вызывавшим при
кристаллизации образование пузырей.
Для проверки правильности сделанного предположения был проде-
лан следующий опыт. В тигле высокочастотной печи, набитом магнези-
149
Таблица 67
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ В ТИГЛЕ
С КИСЛОЙ ФУТЕРОВКОЙ
Номер плавок Раскис- ление Темпера- тура выпуска °C Ударная вязкость, кем/см* при температурах, °C
20 800 900 1000 1100 1200 1250
2013-1 2016-1 Средние Мп 1573 1602 37,5* 37,5* 37,5* 17,0 21,5 19,3 17,5 16,8 17,2 8,5 11,9 10,2 6,3 6,3 4,7 4,7 2,0 4,5 3,3
2015-1 2019-1 Средние Мп 1463 Холодный металл 37,5* 37,5* 37,5* 23* 17,3* 20,3* 17,2 14,0 15,6 10,6 11,8 11,2 9,7 7,4 8,6 2,3 2,3 2,3 2,2 2,1 2,2
Средние по че- тырем плавкам с Мп 37,5* 19,7 16,4 10,7 7,8 3,1 2,7
2013 2023 Средние Мп + Si 1493 1512 37,5* 37,5* 37,5* 21,2* 7,5 14,4 13,8 7,8 10,8 10,9 7,1 9,0 6,9 7,1 7,0 2,9 2,3 2,7 2,0 2,0 2,0
2013-3 2015-2 2015-3 2022 Средние Мп + Si 1424 1374 1381 1354 37,5* 37,5* 37,5* 29,8* 35,6* 19,9 20,2* 17,2* 12,7* 17,5* 14,0 15,0 14,2 10,9 13,5 12,4 10,3 12,4 11,7 11,7 8,8 9,1 8,8 7,8 8,6 3,1 3,4 2,3 2,1 2,7 1,9 2,2 2,0 2,3 2,1
Средние по шес- ти плавкам с Mn-|Si 36,2* 16,5 12,6 10,8 8,1 2,7 2,1
2017-2 2018-3 2025 Средние Мп + А1 Горячий металл То же 1527 37,5* 37,5* 37,5* 37,5* 22,8* 25,4* 27,0* 25,1* 16,2* 21,2* 16,5 17,9 14,8 14,0* 13,3 14,0 7,9 7,5 9,8 8,4 3,4 3,9 2,4 3,2 2,6 2,8 1,7 2,4
2020-2 2021-3 2026 Средние Мп 4- А1 Холодный металл 1382 1435 37,5* 30,6* 31,9* 33,3* 20,4* 19,9* 22,2* 20,8* 15,2 15,5* 18,3 16,3 10,6 14,0 Н,1 11,9 9,5 8,5 4,5 7,5 2,5 2,5 2,8 2,6 2,6 2,0 2,1 2,2
Средние по шес- ти плавкам с Mn^-Al 35,4* 23,0* 17,1 13,0 8,0 2,9 2,3
Средние по всем кислым плавкам 36,2* 19,7 15,3 11,6 8,0 2,9 2,3
* Образцы не разбивались, а сгибались.
том (с небольшой добавкой каустического магнезита), были выплавлены
четыре плавки стали Х20Н80. Две плавки раскисляли боркальком,
остальные проведены под шлаком из кварцевого песка с раскислением
шлака алюминиевым порошком. Опыт должен был показать, будет ли
восстановление кремния из кислого шлака алюминием сопровождаться
150
ухудшением пластических свойств плавок. Изменяли также температуру
плавок. Характеристика вариантов выплавки приведена в табл. 68, а хи-
мический состав в табл. 69.
Таблица 68
ХАРАКТЕРИСТИКА ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ В МАГНЕЗИТОВОМ
ТИГЛЕ
Номер плавки Условия выплавки Температура, °C
после расплавления перед выпуском
1980 Шихта: металлический хром и электролитичес- кий никель. После расплавления и снятия шлака дан марганец на 0,8% и наведен шлак боркальком. Перед выпуском дан алюминий куском на 0,2% 1560 Более 1500
1981 То же, что плавка 1980 1430 1446
1982 Шихта: металлический хром и электролити- ческий никель. После расплавления и снятия шла- ка дан марганец на 0,8% и наведен шлак бор- кальком. Затем дали 350 г кварцевого песка, раз- мешали его и дали 250 г алюминиевого порошка. Сняли шлак и выпустили плавку 1518 1535
1983 То же, что плавка 1982 1455 1482
Примечание. От каждой плавки отливали слиток 25 кг. Слиток плавки № 1980 слегка
подрос.
Таблица 69
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ
В МАГНЕЗИТОВОМ ТИГЛЕ
Номер плавки С Si Мп Сг Ni А1 S р о,
1980 0,03 0,16 0,66 20,9 Ост. 1,44 0,004 0,007 0,0024
1981 0,02 0,15 0,66 21,0 » 0,83 0,005 0,007 0,0019
1982 0,03 0,43 0,66 20,9 » 1,02 0,008 0,006 0,0036
1983 0,03 0,40 0,68 20,6 » 1,06 0,008 0,007 0,0031
Химический анализ показывает, что в первых двух плавках содер-
жание кремния соответствовало содержанию его в шихтовых материа-
лах (до 0,16%), а в других плавках, выплавленных с раскислением кис-
лого шлака алюминиевым порошком, содержание кремния возросло на
0,25—0,28%. Плавка 1980 проковалась с небольшими рванинами, 1981
прокопалась хорошо, 1982 проковалась с глубокими рванинами, плавка
1983 при ковке развалилась.
Результаты испытаний ударной вязкости, приведенные в табл. 70,
показывают, что свойства плавок, выплавленных под кислым шлаком,
значительно ниже, чем свойства плавок, раскисленных боркальком. Наи-
более высокие свойства имеет плавка, раскисленная боркальком и выпу-
щенная при температуре 1446° С. В плавках, выплавленных под кислым
шлаком, наряду с повышенным содержанием кремния в 1,5 раза выше
содержание кислорода.
151
Таблица 70
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ПЛАВОК СПЛАВА Х2ОН8О, ВЫПЛАВЛЕННЫХ
В МАГНЕЗИТОВОМ ТИГЛЕ
Номер плавки Темпера- тура выпуска °C Ударная вязкость, кгм,]см? при высоких температурах, °C
20 800 900 1000 1100 1200 1250
Плавки, раскисленные боркальком
1980 1981 >1500 >1446 35,4* 37,5* 24,1* 23,8* 17,2 20,2 13,5 17,5 ' 7,5 14,3 8,5 22,4* 13,2 22,4*
Среднее 36,5* 24,0* 18,7 15,5 10,9 15,5 17,8
Плавки под кислым шлаком, раскисленные алюминием
1982 1983 1535 1482 31,7* 29,8 — 16,5 12,8 13,2 5,2 4,1 4,3 3,8 1,9
Среднее 30,8 — 14,7 13,2 4,7 4,3 2,9
* Образцы не разбились, а согнулись.
Таким образом, проведенные опыты подтвердили:
а) отрицательное влияние кремнеземистого шлака на пластические
свойства сплава; б) повышение содержания кислорода в сплаве, вы-
плавленном под кремнеземистым шлаком.
Свойства плавок, выплавленных под кислым шлаком, близки к
свойствам плавок, выплавленных в кислом тигле; плавки, выплавленные
в основном тигле с раскислением шлака боркальком, имеют значитель-
но более высокие свойства.
Исследованию также подвергли восемь плавок (две серии) сплава
Х20Н80, выплавленных в 150-кг высокочастотной печи с магнезитовым
тиглем. Первую серию плавок выплавляли без кремния, вторая серия пла-
вок, состоявшая из двух плавок (каждую из которых сливали в два
приема), имела высокое содержание кремния. Перед выплавкой первой
серии плавок тигель был промыт никелем с алюминием. Краткая харак-
теристика технологии выплавки приведена в табл. 71, а химический со-
став плавок — в табл. 72.
Результаты испытаний ударной вязкости и скручивания до разру-
шения даны в табл. 73 и 74 и на рис. 87 и 88.
Эти данные показывают, что плавки, выплавленные в 150-кг высо-
кочастотной печи в основном тигле, имеют значительно более высокие
пластические свойства, чем плавки, выплавленные в кислом тигле. Одна
из плавок второй серии (584-1) развалилась при ковке, так что испыта-
ния провести не удалось. Наиболее высокие свойства имеет плавка
№ 256, выплавленная после промывки тигля никельалюминиевой лига-
турой со снятием двух шлаков и раскисленная марганцем и алюминием.
Из рассмотрения данных по ударной вязкости можно сделать вы-
вод, что при выплавке в основном магнезитовом тигле можно получить
высокие значения ударной вязкости и хорошую пластичность сплава
Х20Н80. Высокая пластичность плавки № 256 подтверждается тем, что
ударные образцы этой плавки не разбивались, а сгибались и в согнутом
виде проскакивали между опорами копра. Плавки со значительным со-
152
Таблица 71
КРАТКАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ПЛАВОК Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ В 150-кг ТИГЛЕ
__________________ИЗ КАУСТИЧЕСКОГО МАГНЕЗИТА_____________ ___
Номер плавки Технология выплавки Температура, °C
после расплавления перед выпуском
256 Перед выплавкой тигель был промыт никель- алюминцевой лигатурой с 10% А1. Шихта: электролитический никель и металли- ческий хром. По расплавлении сняли шлак и наве- ли новый шлак известью с плавиковым шпатом и боркальком. Дали марганец на 0,4%. Еще раз сняли шлак и навели новый. Через 8 мин. от на- чала раскисления снова сняли шлак и навели но- вый, через 22 мин. дали алюминий куском на 0,28% и через 6 мин. выпустили в изложницу диам. 150 через воронку 28 мм (без ковша) 1600 1519
257 То же, что в плавке № 256, но температура к выпуску высокая. Время от начала раскисления до выпуска 16 мин. Алюминий дан за 3 мин. до выпуска 1471 1615
258 Шихта: электролитический никель, металли- ческий хром и никельалюминиевая лигатура (5% А1) в количестве 5,4 кг. Технология выплавки та же, что у плавки № 256, продолжительность плавки от начала раскисления до выпуска 28 мин. Алюми- ний не давали 1579 1615
259 Шихта такая же, как в плавке № 258 и плавка велась так же. Время от начала раскисления до выпуска 26 мин. 1472 1556
583-1 Шихта: электролитический никель, металли- ческий хром и никельалюминиевая лигатура (5% А1) в количестве 12,6 кг. После расплавления шлак раскисляли боркальком. Дан марганец на 1 % и через 12 мин. от начала раскисления выпуск 75-кг слитка в изложницу 1486
583-2 Затем наведен новый шлак, дан кремний на 0,2% и металл выпущен через 5 мин. после плавки № 583-1 1485
584-1 Шихта такая же, как и у плавки № 583, и плавка велась так же, но горячее от начала раскис- ления до выпуска 75-кг слитка 15 мин. 1513
584-2 После выпуска добавлен кремний на 0,2% и через 4 мин. после выпуска плавки № 584-1 выпуск плавки № 584-2 __ 1555
Примечание. Плавки № 256 — 259 выплавлены с электротермическим марганцем, а плавки
№ 583 и 584—с алюмотермическим марганцем.
Таблица 72
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (%) ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ В 150-кг ТИГЛЕ
ИЗ КАУСТИЧЕСКОГО МАГНЕЗИТА
Номер плавки С Si Мп S р Сг N1 А1 Fe О,
256 0,05 0,09 0,37 0,005 0,018 20,25 78,82 0,50 0,40 0,0015
257 0,05 0,06 0,41 0,005 0,005 20,75 78,32 0,48 0,40 0,0016
258 0,05 0,09 0,42 0,005 0,005 20,70 78,34 0,62 0,40 Не определяли
259 0,04 0,10 0,45 0,005 0,005 20,75 78,25 0,39 0,40 0,0078
583-1 0,03 0,54 1,00 0,015 0,007 20,73 Ост. 0,81 0,85 Не определяли
583-2 0,03 0,69 1,00 0,014 0,007 20,73 » 0,87 0,96 То же
584-1 0,03 0,47 0,97 0,013 0,008 20,95 » 0,83 0,70 » »
584-2 0,03 0,65 0,98 0,013 0,008 20,86 » 0,-93 0,52 » »
153
Таблица 73
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ (кгм/см2) ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, ВЫПЛАВЛЕННЫХ
В 150-кг ТИГЛЕ ИЗ КАУСТИЧЕСКОГО МАГНЕЗИТА
Номер плавки Нагрев до температуры, °C Нагрев до 1250°С н охлаж- дение до температуры, °C
20 700 800 900 1000 1100 1200 1250 1200 1000 800 20
256 257 258 259 37,5* 37,5* 37,5* 37,5* Плавки, выплавленные с удалением, шлака 23,7* 22,0* 19,8* 18,3* 37,3 14,3 13,6 10,9
29,2* 28,1* 27,5* 30,0* 28,5* 28,6* 26,9* 26,7* 23,5* 21,9* 21,4* 23,2* 22,1* 24,2* 20,0* 20,4* 23,4* 24,2* 19,0* 21,5* 21,5* 21,9* 18,5* 20,2* 17,0* 21,1* 19,3* 20,9* 19,2* 19,9*
13,4* 10,4* 16,0* 20,9* 20,4* 19,7*
Среднее 37,5 28,7* 27,7* 22,5 20,6 22,0 20,5 14,2* 20,5 19,8 21,0 19,0
583-1 583-2 Плав 37,5* 37,5* ки, вь 30,6* 29,2* тлавл 24,8* 24,8 енные 19,7 21,7 без уда 17,7* 20,7 ления 17,9* 21,6 шлака 21,4 22,4 и с dot 12,8* 17,3* 5авкам1 18,8 21,7 i крем 13,4 15,6 -шя 19,7 20,9 19,6 22,7
584-1 Металл при ковке развси шлея
584-2 37,5* 25,8* 22,1* 19,7 18,3* 19,1 22,0 15,1* 20,2 Н,6 21,4 28,0
Среднее 37,5 28,5 23,9 20,4 18,9 19,5 21,9 15,1* 20,2 13,5 20,7 23,4
* Образцы не разбивались, а согнулись.
Таблица 74
РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЯ СПЛАВА Х20Н80 НА КРУЧЕНИЕ
ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ, °C
Номер плавки 800 900 1000 1100 1200 1250
м п м п м п м п М п м п
256 575 15 438 25 300 48 244 92 163 161 138 122
257 525 8 455 16 — 30 237 46 169 40 115 51
258 512 6 475 14 — 21 262 41 175 45 119 51
259 562 6 412 11 262 21 218 25 181 29 123 23
Средние 543 9 445 16 227 30 240 51 172 69 124 62
583-1 562 11 400 22 306 33 218 65 150 82 150 70
583-2 — 475 22 318 36 218 83 150 73 150 84
584-1 Металл при ковке развалился
584-2 — — 400 14 300 24 250 44 169 53 131 56
Средние 562 — 425 19 308 31 229 64 156 69 156 70
П римечание. М — крутящий момент, кг-см; п — число оборотов до разрушения.
154
держанием кремния при испытании после охлаждения с 1250 до 1000° С
имеют несколько более низкие свойства по сравнению с серией плавок
с малым количеством кремния. При охлаждении с 1250 до 800° С в серии
плавок с кремнием образцы разбиваются, в то время как в плавках без
кремния образцы не разбиваются, а сгибаются. При охлаждении с 1250
до 20° С, наоборот, плавки без кремния (за исключением плавки № 256,
имеющей высокую пластичность при всех температурах) имеют более
низкие значения удара.
Плавки № 257—259 были поражены значительным количеством
свищей. При ковке металла получались расслои в виде полосок и ните-
Плавки-25Б--------------- Плавки 583-1 -----------------
257 ------------- 583-2 -------------□---с---е —
258 -------------- 589-2 --------------------«к--
259 ---„---у----х_
Рис. 87. Ударная вязкость плавок сплава Х20Н80, выплавленных в магнезитовом тигле
150-кг высокочастотной печи:
а — при- нагреве до температуры испытания; б — при охлаждении с 1250° С до температуры ис-
пытания ,
видных несплошностей. Дефект такого рода мало1 сказывается на значе-
ниях ударной вязкости, но при испытании на скручивание (в котором
имеют значение свойства поперечного сечения) эти нитевидные расслои,
образовавшиеся из раскатанных пузырей, возможно несколько понизили
число оборотов до излома.
Из всех плавок резко выделялся металл плавки 584-1, развалив-
шийся при ковке. При изучении причин этого явления выяснилось, что
эта плавка отличалась следующими особенностями: по расплавлении
плавки шлак не снимали, а раскисляли боркальком, вследствие чего в
металле выросло содержание кремния на 0,4%; восстановление кремния
из кремнезема в этой плавке проходило при более высокой температуре,
чем у ранее выпущенных плавок 583-1 и 583-2; плавка плавилась в тигле,
из которого перед этим была выпущена плавка (583-2) (с добавками
кремния). Характерно, что вторая половина плавки № 584, оставшаяся
в тигле и выпускавшаяся после наведения свежего шлака, несмотря на
добавку кремния на 0,2%, имела хорошую пластичность при высоких
температурах.
155
Эти опыты свидетельствуют также- о том, что содержание
кремния в металле не оказывает существенного влияния на пластиче-
ские свойства при 1200—1250° С. Во вторые половины плавок № 583 и
584 добавляли кремний на 0,2%, однако это не привело к понижению
Рис. 88. Результаты испытаний на кручение при высоких тем-
пературах плавок Х20Н80, выплавленных в магнезитовом тиг-
ле 150-кг высокочастотной печи
свойств второй половины плавки № 583-2 по сравнению с свойствами
первой половины плавки (№ 583-1). А в плавке № 584-1 первая половина
плавки развалилась, в то время как вторая половина с добавкой крем-
ния проковалась хорошо.
Никельалюминиевая лигатура, дававшаяся в завалку на плавках
№ 258 и 259, не повлияла на свойства металла.
156
Несмотря на более высокое содержание кислорода в плавке № 259
(по сравнению с плавкой № 256), пластические свойства плавки 259
оказались довольно высокими и близкими к свойствам плавки № 256 (по
ударной вязкости и ковкости).
Неметаллические включения в плавках сплава Х20Н80 исследовали
методом УИМ при увеличении 360. Образцы подвергали термической
обработке по режиму 1200° С, 2 часа, охлаждение в воде и для выясне-
ния растворимости включений при 1380° С, 1 час, охлаждение в воде.
Результаты исследования приведены в табл. 75 и 76. Из четырех вариан-
тов плавок, выплавленных в тигле с кислой футеровкой, I и II, раскис-
ленные марганцем и марганцем с кремнием, имеют большее количество
включений, чем плавки III варианта, раскисленные марганцем и алюми-
нием. В плавках, раскисленных кремнием, встречаются хромовосиликат-
ные стекла и хромиты. Закалка с температуры 1380° С практически не
изменила количества включений в плавках трех вариантов. IV вариант —
плавка, выплавленная в тигле с кислой футеровкой после набивки но-
вого тигля и более интенсивно раскислявшаяся алюминием (остаточный
алюминий 0,43 и 0,81%), имеет резко повышенное содержание включе-
ний, основная часть которых растворилась при закалке с 1380° С. По-
видимому, значительное количество дисперсных включений, отнесенных
к оксидам, представляли, собой нитриды алюминия, природу которых
невозможно было определить при оценке вследствие их малых разме-
ров. Просмотр шлифов при больших увеличениях подтвердил наличие
дисперсных нитридов алюминия. Несмотря на большое различие в ко-
личестве и характере включений в кислых плавках, все эти плавки имели
практически одинаково низкие свойства (при 1200—1250°С сц =
= 2-4-4 кгм/см2). Плавки, выплавленные в основном тигле (вариан-
ты V и VI), имели разное количество включений. Вариант V имеет до-
вольно высокую ударную вязкость при 1200—1250° С (10—20 кгм/см2)
и очень много мелких включений, а вариант VI — меньше включений,
но очень низкую ударную вязкость при 1200—1250° С (2—4 кгм/см2).
После обработки при 1380° С в варианте V растворилось значитель-
ное количество включений, в то время как в варианте VI их раствори-
лось меньше, в результате чего количество включений в этих вариантах
оказалось одинаковым.
Можно предположить, что значительное количество дисперсных
включений, растворившихся при 1380° С, в основном представляют собой
нитриды алюминия, так как. в плавках этих вариантов остаточный алю-
миний составлял 0,83—1,44%. Плавки вариантов VII и VIII, выплавлен-
ные в основном 150-кг тигле, имели высокое содержание остаточного
алюминия, но плавки VII варианта с низким кремнием имели очень
мало включений, а варианта VIII имели много мелких включений, основ-
ная часть которых растворилась при нагреве до 1380° С. По-видимому,
в плавках VIII варианта имелось много нитридов алюминия, так как эти
плавки выплавляли с раскислением алюминием через шлак.
Несмотря на существенную разницу в количестве включений, оба
варианта плавок имели высокую ударную вязкость при 1200—1250° С
(17—20 кгм/см2).
Просмотр включений двух плавок № 2026 (IV вариант) и № 583
(VIII вариант) при большем увеличении (520) позволил установить на-
личие нитридов алюминия в этих плавках (табл. 77), хотя, по-видимому,
и при увеличении 520 природа значительного количеств^ мелких вклю-
чений еще не может быть точно определена металлографическими мето-
дами. При просмотре шлифов с большими увеличениями во всех плав-
ках обнаружены мелкие сульфиды.
157
Таблица 75
СОДЕРЖАНИЕ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ В ПЛАВКАХ СПЛАВА Х20Н80
(термообработка образцов: 1200° С, 2 часа, вода)
Варианты Характеристика н число плавок Внд включе- ний*** Количество включений каждой группы* Количество включений, % (объемн.)
1 2 3 4 5 6 7 8 9
I Плавки, Раскисление марганцем, 4 плавки, 6 образцов, 720 полей зрения выпу О С авЛВ1 286 чные 2659 1 кис 1522 7 лом 327 14 •п игл 143 1 67 23 15 % — 0,080 0,001
II Раскисление марганцем и кремнием, 6 плавок, 8 образцов, 960 полей зрения О С 761 3728 3 2047 25 562 И 157 2 68 13 — — 0,068 0,001
III Раскисление марганцем и алюминием, 4 плавки, 4 образца, 480 полей зре- ния О С 402 715 265 36 3 — — — — 0,018 0,000
IV То же, но после набив- ки тигля, 4 образца, 1980 полей зрения О С 24 3 2500 34 4961 12 545 1 28 4 — — — 0,163 0,001
Плавки, выплавленные в основном 50-кг тигле
V** Раскисление боркаль- ком, 2 плавки, 7 образ- цов, 840 полей зрения О С 2340 15292 9741 234 26 25 7 — 1 0,237 0,000
VI** Раскисление алюминием иа кислый шлак, 2 плав- ки, 4 образца, 480 полей зрения о с 4339 2507 207 58 8 3 1 — — 0,060 0,000
Плавки, выплавленные в основном 150-кг тигле
VII** Раскисление алюминием в металл, 4 плавки, 4 об- разца, 480 полей зрения О С 718 575 184 42 25 9 6 1 0,023 0,000
VIII** Раскисление алюминием через шлак, 3 плавки, 3 образца, 360 полей зре- ния О С 1293 11181 843 22 — — — -— — 0,201 0,000
* Размеры включений, мк: 1-я группа—1 — 1,7; 2-я— 1,7—2,6; 3-я — 2,6—4,7; 4-я—4,7—
6,0; 5-я— 6,0—8,4; 6-я — 8,4—12,0; 7-я— 12,0—16,4; 8-я— 17,4—24,7; 9-я — 24,7—34,7.
** По видимому, вместе с оксидами оценены нитриды алюминия.
*** О — оксиды; С — сульфиды.
158
Таблица 76 СОДЕРЖАНИЕ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ В ПЛАВКАХ СПЛАВА Х20Н80 (термообработка образцов: 1380° С, 1 час., охлаждение в воде)
Варианты Характеристика и число плавок Вид включе- ний*** Число включений каждой группы* Количество включений, % (объемн.)
1 2 3 4 5 6 7 8 9
Плавки, выплавленные в кислом тигле
I Раскисление марган- цем, 4 плавки, 5 образ- цов, 600 полей зрения о с 200 1348 1352 255 78 46 15 1 — 0,062
II Раскисление марганцем и кремнием, 6 плавок, 7 образцов, 840 полей зре- ния о с 350 4 1380 55 1191 111 398 6 176 2 60 1 38 6 1 0,060 0,002
III Раскисление марганцем и алюминием, 4 плавки, 4 образца, 480 полей зре- ния о с 302 267 152 23 9 6 — — -— 0,011
IV То же, но после набив- ки тигля, 2 плавки, 9 об- разцов, 360 полей зрения О с 155 255 11 236 15 48 8 3 2 — — 0,017 0,001
V Плавки, вып Раскисление боркаль- ком, 2 плавки, 2 образца, 240 полей зрения лавле О С иные 341 в ОС 426 'НОВИ. 214 ом 51 52 )-кг 11 таг л 4 г — — 0,030
VI Раскисление алюминием на кислый шлак, 2 плав- ки, 2 образца, 240 полей зрения о с 171 467 280 37 15 5 — — — 0,032**
VII Плавки, выгл Раскисление алюминием в металл, 4 плавки, 4 об- разца, 480 полей зрения авле О С -сные 277 в ОС 349 човнс 188 >44 15 51 0-кг 18 таг} 5 о 4 — — 0,015
VIII Раскисление алюминием через шлак, 3 плавки, 3 образца, 360 полей зре- ния о с 210 274 82 22 3 3 2 — — 0,016**
* размеры включений, мк'. 1-я группа — 1 —1,7; 2-я — 1,7—2,6; 3-я — 2,6—4,7; 4-я — 4,7—
6, 0; 5-я — 6,0—8, 4; 6-я — 8,4—12, 0; 7-я— 12, С—17,4; 8-я— 17,4—24,7; 9-я— 24,7—34,7.
** Есть сетка.
*** q _ оксиды; С — сульфиды.
159
Таблица 77
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ВКЛЮЧЕНИЯ В ПЛАВКАХ СПЛАВА Х20Н80. МЕТОД У ИМ
(термическая обработка: 1200° С, 2 часа, охлаждение в воде)
Варианты Номер плавки Количество полей зрения S X 4) S ч 4> GQ >> Вид включений Число включений каждой группы Количество включений % (объемн.)
1 2 3 4 5 6 7 8
IV 2026 240 360 Оксиды Сульфиды Нитриды алюминия 21 2122 4192 349 13 2 — — 0,264
50 520 Оксиды Сульфиды Нитриды алюминия 558 1 9 613 21 59 680 28 134 85 21 25 35 10 10 2 3 2 1 1 0,252 0,041 0,054
VIII 583 240 360 Оксиды Сульфиды Нитриды алюминия 619 7418 615 16 — — — — 0,197
50 520 Оксиды Сульфиды Нитриды алюминия 974 67 344 156 25 57 — 2 — — — 0,091 0,031
Таблица 78
ХИМИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ВЫДЕЛЕННЫХ ВКЛЮЧЕНИЙ В СПЛАВЕ Х20Н80
(термическая обработка: 1200° С, 2 часа, охлаждение в воде)
Варианты Номер Вес раст- воренного Количество включений (к весу ме- талла), % Состав включений металла X 1 , % к весу о"3 Содержание в металле, %
плавки металла г SiO. А1,О,‘ МпО Сг203 Fe,03 Si Al
V 1980 1981 47,0 52,3 0,060 0,048 2,9 1,5 56,2 45,5 0,2 0,6 0,7 0,1 0,4 0,1 0,16 0,15 1,44 0,83
Среднее 49,7 0,054 2,2 50,9 0,4 0,4 0,3 0,16 1,14
VI 1982 1983 59,7 33,6 0,075 0,074 1,8 0,6 72,8 73,0 0,2 0,2 0,2 0,1 0,1 0,43 0,40 1,02 1,06
Среднее 46,7 0,075 1,2 72,9 0,2 0,2 0,1 0,42 1,04
VII 256 257 258 259 46,3 49,7 81,4 56,4 0,006 0,009 0,007 0,020 1,1 1,3 1,2 5,4 6,9 5,5 17,9 0,1 0,1 0,3 0,8 0,2 0,5 0,2 0,1 0,1 0,09 0,06 0,09 0,10 0,50 0,48 0,62 0,39
Среднее 58,5 0,011 0,9 8,9 0,1 0,4 0,1 0,09 0,50
VIII 583—1 583—2 584—2 45,7 48,1 52,3 0,044 0,061 0,075 2,0 3,5 9,5 41,0 56,9 73,5 0,5 0,1 0,2 0,4 0,6 0,4 0,1 0,2 0,54 0,69 0,65 0,81 0,87 0,93
Среднее 48,7 0,060 5,0 57,1 0,3 0,5 0,1 0,63 0,87
* Формула А1,О3 предположительная, так как расчет производился по определенному в осадке
алюминию и возможно часть алюминия была во включениях нитрида алюминия.
160
В табл. 78 приведены результаты химического анализа выделенных
включений ’. Количество включений, выделенных электролитически, не-
сколько меньше количества включений, определенных металлографиче-
ским путем. По-видимому, при выделении и обработке осадков часть
включений разрушается или теряются дисперсные включения, в особен-
ности это заметно по тем плавкам, в которых имелись нитриды алю-
миния.
Петрографический анализ выделенных включений дал следующие
результаты.
В плавках V варианта преимущественно мелкий и крупный корунд,
бесцветное стекло с показателем преломления 1,517 (около 20%), есть
нитриды алюминия и отдельные крупные куски кварца.
В плавках VI варианта характер включений такой же, как в плав-
ках V варианта, но встречаются также силикаты хрома.
В плавках VII варианта включения состоят из мелкого корунда и
стекла (40%), в основном бесцветного крупного с показателем прелом-
ления 1,51. Кварц — единичные зерна. Встречаются включения в фор-
ме палочек, возможно представляющих собой нитриды алюминия, а
также непрозрачные включения силикатов.
В плавках VIII варианта включения состоят из мелкого корунда и
большей частью бесцветного стекла (~20%), встречаются крупные
куски кварца и отдельные непрозрачные глобулярные включения.
В одной из плавок этой группы (№ 584-1), развалившейся при ковке, во
включениях встречается корунд, вкрапленный в осколки стекла.
Результаты петрографического анализа в основном подтверждают
данные химического анализа.
Полученные по группе плавок значения количества включений и их
характера при определении химическим и петрографическим методами
приводят к тем же выводам, которые были сделаны при обсуждении
результатов металлографического исследования методом УИМ, а
именно:
а) большое количество включений не определяет низкой пластично-
сти, так как высокая пластичность может быть получена и при большом
количестве включений;
б) наличие большого количества нитридов алюминия не является
причиной низкой пластичности.
в) неблагоприятное влияние на содержание включений оказывает
кремневосстановительный процесс при избытке алюминия.
Существенное различие в пластических свойствах показывают
плавки, выплавленные в различных условиях (см. рис. 12). При разных
раскислителях и любых температурах выплавки низкие пластические
свойства получаются в плавках, выплавленных в кислом тигле, а также
в плавках, выплавленных в основном магнезитовом тигле при раскисле-
нии алюминием шлака с высоким содержанием кремнезема. Содержа-
ние кремния в готовом металле не определяет пластических свойств.
Незначительное влияние абсолютного содержания кремния затушевы-
вается другими особенностями плавок, действующими на свойства бо-
лее сильно.
Низкие пластические свойства так же, как и высокие пластические
свойства, могут быть получены при различных содержаниях кремния
в готовом металле. Однако получение низкого содержания кремния при
выплавке способами, предотвращающими насыщение металла кремнием
из кремнезема, в определенных условиях обеспечивает получение наи-
1 Работа выполнялась инж. Н. Н. Тарадиной и Г. Д. Масловой.
И М. И. Виноград 161
более высоких пластических свойств плавок (плавки № 256—259). Низ-
кое содержание кремния в этих плавках (до 0,16%) было достигнуто
подбором шихтовых материалов, промывкой тигля никельалюминиевой
лигатурой и двукратным снятием шлака.
Плавки № 583 и 584 были выплавлены на никельалюминиевой лига-
туре с раскислением боркальком шлака, образовавшегося по расплав-
лении шихты. При этом оказалось, что насыщение металла кремнием
из шлака может либо не ухудшить пластических свойств плавок, либо
привести к резкому падению пластичности. По-видимому, это опреде-
ляется температурным ходом процесса и соотношением компонентов
шлака. Характерно, что первая половина плавки № 584 (плавка
№ 584-1) развалилась, а вторая (с вновь наведенным шлаком) имела
высокую пластичность.
Определение содержания кислорода показало высокое его содержа-
ние в некоторых плавках, выплавленных в кислом тигле по сравнению
с плавками, выплавленными в основном тигле.
Плавки № 256 и 257 с очень низким содержанием кислорода облада-
ют высокими пластическими свойствами. Но и при относительно высо-
ком содержании кислорода есть плавки, выплавленные в основном тиг-
ле (150 кг) и имеющие удовлетворительную пластичность (плавка
№ 259). По-видимому, имеет значение не только общее содержание, но и
форма существования кислорода в металле.
Приведенные данные могут быть объяснены гипотезой, изложенной
выше (см. гл. 2), связывающей пластические свойства стали при высо-
ких температурах с процессами раскисления.
Причиной плохой пластичности при высоких температурах является
наличие в металле кислорода. Отрицательное влияние кислорода не
всегда может проявляться, так как не все кислородные соединения в
равной степени способствуют понижению пластических свойств. Если
кислород содержится в металле в виде глинозема или других устойчи-
вых высокотемпературных модификаций, то его вредное влияние мини-
мально. Наиболее вредными оказываются в данном случае такие соеди-
нения кислорода, которые при температурах выше 1000° С размягча-
ются. Это видно из графиков испытания свойств, на которых пониже-
ние пластичности плохих плавок начинается при 1000° С и выше.
Такими включениями могут быть стекловидные или легкоплавкие
окислы. Одним из основных источников образования стекловидных пле-
нок являются кремнекислородные соединения.
Оставаясь в жидком металле до момента кристаллизации в раство-
ре, окись кремния вследствие ликвации концентрируется в значитель-
ных количествах на гранях дендритов, в междуосных пространствах и
на границах кристаллов. В момент кристаллизации стали окись кремния
образует (или участвует в образовании) пленки или субдисперсные
включения, обладающие при малом объеме значительной поверхностью.
Наличие этих включений на границах кристаллов и в междуосных
участках при их очень тонких размерах (возможно несколько атомных
слоев) приводит к тому, что металл, пронизанный веществом, размяг-
чающимся при высоких температурах, теряет пластичность, так как на-
рушаются связи между зернами и внутри зерен. В этом случае особен-
но затрудняется деформация литого металла из-за повышенной загряз-
ненности границ кристаллов. После деформации литого металла плен-
ки, ранее расположенные по границам кристаллов и в междуосных
участках, оказываются вытянутыми вдоль направления деформации и
расположенными внутри новых зерен, иногда и по их границам. Благо-
даря некоторому разрушению пленок пластичность деформированного
162
металла несколько выше пластичности литого, однако низкая пластич-
ность проявляется и после значительной степени деформации. Следова-
тельно, свойства пониженной пластичности металла, насыщенного сили-
катными стеклами, сохраняются и после деформации (в листе,
проволоке и т. д.). Аналогичное окислам кремния влияние на свойства,
ло-видимому, могут оказывать и другие окислы, склонные к образова-
нию стекловидной фазы.
Важное значение имеет предупреждение насыщения жидкого ме-
талла окислами кремния. Основными источниками насыщения металла
окислами кремния могут быть:
а) восстановление кремнезема из футеровки;
б) восстановление кремнезема из шлака;
в) введение в металл легирующих или раскислителей, насыщенных
(в ходе их производства) окислами кремния или стекловидными слож-
ными включениями.
Насыщение металла окислами кремния из кислой футеровки или
шлака, содержащего кремнезем, показано в настоящей работе и обус-
ловлено наличием элементов, являющихся восстановителями.
Предполагать, что металл насыщается двуокисью кремния SiOa,
мало оснований, так как растворимость кремнезема в жидком металле
очень мала. Образовавшаяся же в момент разложения двуокиси крем-
ния окись кремния, по-видимому, может диффундировать в жидкий
металл, насыщая его кислородом. Температурные условия реакции об-
разования окиси кремния должны быть уточнены.
Возможно, что наиболее благоприятным температурным интерва-
лом образования окиси кремния в проведенных опытах являлись темпе-
ратуры выше 1500°С. При низких температурах (до 1450° С) процесс
восстановления кремния из кремнезема практически не развивается.
В зависимости от концентрации раскислителей и температуры про-
цесс восстановления кремнезема может идти до получения кремния или
до получения моноокиси кремния. В первом случае металл будет насы-
щаться кремнием и это не окажет отрицательного влияния на свойства.
Во втором случае металл будет насыщаться монооксидом кремния и это
отрицательно скажется на свойствах. Причем даже небольшое повыше-
ние содержания кремния в металле уже будет свидетельствовать о зна-
чительном повышении содержания кислорода в металле, при этом кис-
лород будет образовывать неблагоприятные стекловидные включения.
Во время кристаллизации окислы кремния образуют с глиноземом или
другими окислами субдисперсные частицы или тончайшие пленки стек-
ловидного характера. Тончайшие размеры этих пленок затрудняют об-
наружение их непосредственно существующими методами.
Многочисленные факты довольно убедительно подтверждают вы-
сказанное предположение о механизме влияния металлургических фак-
торов на пластичность.
Рассматривая влияние различных факторов выплавки на пластич-
ность, некоторые металлурги указывают на вредное влияние кислоро-
да; однако не всегда высокое содержание кислорода определяет низ-
кие пластические свойства. Иногда высокое содержание кислорода при
низком углероде и кремнии приводит к образованию пузырей, но металл
при этом остается пластичным.
М. В. Приданцев [290], проводя опыты по выплавке стали Х15Н60 в
кислом тигле, систематически получал пониженную пластичность ме-
талла; слитки удавалось проковать с несколькими подогревами. В даль-
нейшем эту сталь выплавляли в дуговых печах с основной футеровкой,
после чего пластичность металла улучшилась. Однако и при выплавке
11* 163
в печах с основной футеровкой встречаются плавки с очень низкой
пластичностью.
В течение длительного времени низкие пластические свойства стали
и особенно никелевых сплавов относили за счет вредного влияния повы-
шенного содержания серы.
Опыты, проведенные в этом направлении, не подтвердили влияния
серы на пластичность в сплавах, содержащих марганец [165]. В данной
работе низкая и высокая пластичности плавок также не были связаны
с содержанием серы, так как содержание серы в плавках с хорошей и
плохой пластичностью было одинаковым и низким. Точно также крайне
низким и одинаковым в проведенной серии плавок (и в «плохих» плав-
ках и в «хороших») было’содержание вредных примесей (свинца и др.).
Развитие методов металлографического исследования позволило
провести специальные опыты по изучению включений в плавках сплава
Х20Н80, обладающих резко различной пластичностью. Для получения
плавок с низкими и высокими свойствами было выплавлено 8 различ-
ных вариантов плавок (22 плавки) Ч
Описание вариантов выплавки и химический состав плавок приве-
дены в табл. 79 и 80. Металл опытных плавок подвергали ковке и ис-
следованию свойств при высоких и комнатных температурах.
Таблица 79
ХАРАКТЕРИСТИКА ВЫПЛАВКИ ОПЫТНЫХ ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80
Обозначе- ние вари- анта Условные номера плавок Характеристика выплавки Конечное рас- кисление (по расчету), %
к IX, 2К, I ЗК, 4К | Кислый тигель, плавки велись под стеклянным шлаком. Слитки с пузырями А1 на 0,35
п 1П, 2П, ЗП, 4П, 5П Основной тигель, плавки велись под вакуумом. Продолжительность вакуумирования 24—36 мин. А1 на 0,35
Ха IX, 2Х, ЗХ Основной тигель, плавки велись с раскислением шлака боркальком А1 на 0,40
Хб 4Х, 5Х, 6Х Основной тигель, плавки велись с раскислением шлака и металла силикокальцием (состав силико- кальция: 70% Si, 30%Са) SiCa на 0,1
875 876 Основной тигель, плавки велись с раскислением шлака боркальком. Слитки с пузырями А1 на 1
877 878 Основной тигель, плавки велись с раскислением шлака боркальком. Слитки с пузырями А1 на 1 Si на 0,3
879 880 Основной тигель, плавки велись с дачей иа шлак песка и алюминиевого порошка на 1%, а также извести, шпата. Слитки с пузырями Не давали
256 (см. табл. 71’ Основной 150-кг тигель, раскисление боркальком. Тигель предварительно промыт никельалюминиевой лигатурой А1 на 0,40
Примечание. Все плавки, кроме 256, выплавляли в 50-дг индукционной печи. Шихта состо-
яла из электролитического никеля, металлических хрома, марганца и кремния.
1 В исследовании участвовали инженеры Г. П. Громова и А. Н. Недашковская,
лаборант И. В. Логачева и мастер Ю. И. Смирнов.
164
Таблица 80
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ОПЫТНЫ X ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80, %
Условный НО мер плавки С Si Мп S р Сг Ni А1 о. N. Содержание вредных примесей, определен- ных спектральным анализом1, баллы
РЬ | Sn
1К 0,03 0,50 0,76 0,009 0,002 18,19 Остальн. 0,08 0,006 0,032 Следы'
2К 0,03 0,15 0,77 0,008 0,002 18,90 » 0,22 0,008 0,023 » —
зк 0,03 0,11 0,73 0,006 0,002 19,02 » 0,32 0,005 0,024 » —
4К 0,03 0,12 0,74 0,008 0,001 18,95 » 0,24 0,005 0,046 » —
1П 0,03 0,11 0,77 0,005 0,002 19,10 Остальн. 0,24 0,002 0,015
2П 0,04 0,04 0,80 0,004 0,002 19,22 » 0,38 — — — —
ЗП 0,04 0,05 0,76 0,005 0,003 19,07 » 0,38 0,004 0,015 Следы —
4П 0,04 0,09 0,76 0,006 0,002 19,17 » 0,39 — — — —
5П 0,06 0,04 0,75 0,006 0,002 19,17 » 0,42 0,004 0,015 — —

IX 0,035 0,25 0,49 0,005 Следы 19,86 Остальн. 0,65 0,006 0,023 2 —
2Х 0,04 0,27 0,45 0,007 » 20,12 » 0,58 0,006 0,019 1
ЗХ 0,04 0,09 0,49 0,007 » 20,04 » 0,63 0,004 0,032 1
4Х 0,04 0,17 0,35 0,006 » 20,04 » 0,16 0,003 0,013 < 1 —
5Х 0,04 0,13 0,45 0,006 19,95 » 0,15 0,006 0,014 <1 —
6Х 0,04 0,12 0,40 0,006 » 20,04 » 0,22 0,004 0,023 — —
875 0,02 0,14 0,52 0,010 0,005 20,80 Остальн. 0,80 — < 1 <1
876 0,02 0,14 0,51 0,010 0,005 20,40 » 0,95 0,006 0,048 < 1 <1
877 0,02 0,58 0,54 0,009 0,005 20,90 » 0,88 — <1 <1
878 0,02 0,62 0,53 0,008 0,005 20,30 » 0,80 0,006 — <1 <1
880 0,02 0,35 0,55 0,010 0,005 20,40 » 0,44 — <1 <1
879 0,02 0,47 0,55 0,009 0,005 20,90 » 0,80 0,006 — <1 <1
256 0,05 0,09 0,37 0,005 0,018 20,25 » 0,50 0,005 0,023 <1 <1
1 As, Sb. Bi, Zn ни в одной из плавок не обнаружены.
Таблица 81
ХАРАКТЕРИСТИКА КОВКОСТИ И УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ ПЛАВОК СПЛАВА Х20Н80
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Варианты Номер плавки Характери- стика пластичности при ковке Ударная вязкость, чгм,1см.г при различных температурах испытания, °C
900 1000 1100 1200 1250
п 1П—5П Высокая >12,5 >12,5 >12,5 >12,5
256 » >12,5 >12,5 >12,5 >12,5 >12,5
Ха IX Средняя >12,5 >12,5 11,3 12,3 11,5
2Х Высокая >12,5 >12,5 >12,5 >12,5 >12,5
ЗХ Средняя >12,5 >12,5 >12,5 8,7 >12,5
Хь 4Х Средняя >12,5 >12,5 9,5 10,4 11,8
5Х » >12,5 10,9 8,6 10,4 11,3
6Х » >12,5 > 12,5 12,5 П,5 12,5
к 1К—4К Низкая 12,0 11,5 5,5 1,5 —
876 » 3,9 3,2 2,2
878 » 4,3 2,6 2,1
880 » — — 4,0 2,0 1,4
165
Исследованные плавки имели резко различные свойства. Плавки П и 256
и плавка 2Х имели высокую пластичность и отлично проковались. Плавки
IX, ЗХ, 4Х, 5Х и 6Х имели более низкую пластичность, проковались с
небольшими рванинами. Попытки проковать куски металла плавок 875,
880 и К, в том числе и куски без пузырей, не привели к положительным
результатам; металл при первых ударах молота разваливался. С пони-
жением температуры ковки до 1000° С также не удалось проковать ме-
талл. Поэтому испытания этих плавок были проведены на литых или
малопрокованных .образцах, вырезанных из участков, свободных от
пузырей. Для сравнения на литых образцах были испытаны также
плавки варианта П.
Результаты ковки и испытаний свойств приведены в табл. 81 и на
рис. 89.
Рис. 89. Результаты испытаний прочности и пластичнос-
ти различных плавок сплава Х20Н80 при 1200° С (см.
табл. 79)
Показанная на рис. 90 (а — д) макроструктура плавок, выплавлен-
ных в основном тигле и имеющих высокую (вариант 77 и плавка 2Х) и
среднюю пластичность (плавки IX, 5Х), не имеет существенных отличий.
Некоторое отличие заключается в том, что у плавок с более низкой
пластичностью (IX и 5Х) кристаллы в зоне столбчатых кристаллов бо-
лее вытянуты к центру, имеют меньшие размеры в ширину, образуя как
бы более густой частокол. Вероятно, при кристаллизации развитие кри-
сталлов в стороны было затруднено и они росли в виде очень тонких
166
Таблица 82
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА X20HS0 ПРИ 1200= С
Характеристика вариантов Номер плавки % кг/мм1 5, % ф. % Где проводилось испытание
Вариант П
Выплавка в вакуумной печи, раскисление 477 1,4 98,2 97,3 цниичм
алюминием 477 2,6 62,8 99,2 «Электросталь»
577 1,9 60,0 95,2 ЦНИИЧМ
577 2,6 48,4 74,9 «Электросталь»
577 2,9 45,6 97,2 »
Средние 2,3 63,0 92,8
Вариант Ха
Выплавка в основной индукционной печи, 2Х 1,8 153,5 96,0 цниичм
раскисление алюминием 2Х 2,6 98,8 92,3 «Электросталь»
2Х 2,7 147,2 97,2 »
Ср е д н и е 2,4 133,2 95,2
Вариант Хб
Выплавка в основной индукционной печи, 6Х 1,4 13,6 12,0 цниичм
раскисление силикокальцием 6Х 2,4 23,0 32,2 « Электросталь »
6Х 2,5 38,0 31,6 »
Средние 2,1 24,9 25,3
Вариант К.
Выплавка в кислой индукционной печи, К 1,3 12,0 14,3 цниичм
раскисление алюминием К 2,5 10,8 9,0 «Электросталь»
К 2,4 11,8 17,4 »
Средние 2,1 11,5 13,6
Выплавка в основной индукционной печи, 876 1,4 8,8 7,8 цниичм
раскисление алюминием 876 2,4 12,0 17,4 «Электросталь»
Средние 1,9 10,4 12,6
и длинных образований от поверхности к центру. Зона крупных равно-
осных кристаллов у плавок с высокой пластичностью (577 и 2Х) развита
больше, чем у плавок с более низкой пластичностью. Наружная мелко-
кристаллическая зона в плавке 2Х, возможно, связана с низкой темпе-
ратурой выпуска металла.
Структура металла, выплавленного в кислом тигле, состоит из тон-
ких кристаллов, направленных от поверхности к центру (в плавке 77< в
в этой зоне много пузырей), затем (до центра) идет зона мелких кри-
сталлов.
В данном случае мелкой кристаллизации сопутствуют очень
низкие пластические свойства.
Результаты определения количества включений, приведенные в
табл. 83, 84, 85, показывают, что в плавках с низкой пластичностью,
кислородных включений не больше, чем в плавках с высокой пластич-
ностью, но в плавках с низкой пластичностью преобладают сложные
включения со стеклом. В некоторых плавках с низкой пластичностью
167
Таблица 83
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ В ПЛАВКАХ СПЛАВА Х20Н80
(оценка металлографическим методом на 200 полях зрения каждой плавки
при увеличении 520)
Номер Вид включений Число включений каждой группы* «а S S g« = р в я U в
плавки I 2 3 4 5 6 7 8 9 ю; 2 2 Ф е; CQ и •т »•£> ® 2° Л Л ДО'
1К Кислородные включения .... 102 267 172 58 30 2 1 1 643 0,042
Сульфиды — 34 58 70 57 35 9 4 1 — 268 0,056
Нитриды алюминия 19 51 8 78 0,002
2К Кислородные включения .... 218 261 84 38 14 3 2 4 * 624 0,031
Сульфиды 40 39 74 48 51 7 1 — 1 — 261 0,028
4П Кислородные включения .... 318 254 128 51 18 2 771 0,028
Сульфиды
5П Кислородные включения .... 106 123 135 47 19 430 0,022
Сульфиды 6 7 10 11 3 — 37 0,001
2Х Корунд Стекла Сульфиды 163 142 138 54 4Q 15 16 6 1 1 577 0,067
—
6Х Кислородные включения .... 13 34 125 64 42 17 3 2 — 300 0,04
Сульфиды 6 39 51 31 18 — 145 0,01
256** Корунд и шпинель 113 1 2 1 3 1 2 2 1 126 0,045
Силикаты и стекла 28 7 — — — 2 — 2 — —. 39 0,019
Всего кислородных включений 141 8 2 1 3 3 2 4 1 — 165 0,064
Сульфиды 13 6 5 1 — 25 0,003
* Размеры включений, мг,- 1-я группа — 0,7—1,2; 2-я— 1,2—1,9; 3-я— 1,9—3,2; 4-я—3,2—
4,2; 5-я—4,2—5,8; 6-я—5,8—8,3; 7-я—8,3—12; 8-я— 12—17; 9-я— 17—24; 10-я — 24—34.
** На 50 полях зрения поперечных образцов.
Таблица 84
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ В ОПЫТНЫХ ПЛАВКАХ СПЛАВА Х20Н80
(на каждую плавку 50 полей зрения при увеличении 360)
Номер
плавки
Вид включений
Число включений каждой группы*
123456789
875
Корунд................
Силикатные стекла . . .
Всего кислородных . . .
Сульфиды .............
8
308
316
22
95
117
18
8
44
52
17
8
13
21
23
7 — 1
6 2
47
467
514
0,011
0,049
0,058
66 0,024
168
Продолжение табл. 84
Номер плавки Вид включений Число включений каждой группы1 Всего включений Количество включений % (объемн.)
I 2 3 4 5 6 7 8 9
877 Корунд 42 52 25 8 127 0,016
Силикатные стекла . . . 410 40 6 2 — — — — — 453 0,028
Всего кислородных . . . 452 92 31 10 — — — — — 585 0,044
Сульфиды 14 45 17 17 2 — — — — 95 0,01»
879 Корунд 27 27 9 6 4 73 0,012
Силикатные стекла . . . 154 48 13 4 2 — — 1 — 222 0,026
Всего кислородных . . . 181 75 22 10 6 — — 1 — 295 0,038
Сульфиды 18 31 25 19 7 — — — 2 102 0,013-
* Размеры включений, мк: 1-я группа — 1,0—1,7; 2-я—1,7—2,6; 3-я—2,6—4,7; 4-я—4,7—
6,0; 5-я—6,0—8,4; 6-я —8,4—12; 7-я— 12—17: 8-я— 17—25; 9-я — 25—35.
Таблица 85
СОДЕРЖАНИЕ КИСЛОРОДНЫХ И СУЛЬФИДНЫХ ВКЛЮЧЕНИЙ, КИСЛОРОДА И СЕРЫ
В ОПЫТНЫХ ПЛАВКАХ СПЛАВА Х20Н80
Номер плавки Кислородные включения Сульфиды % (объемн.) Содержание, %
% (объемн.) вид включений, содержание их, % О, S
Плавки с низкой пластичностью
1К 0,042 Преобладают сложные вклю- чения с оболочками стекла и корунда 0,056 0,006 0,009
2К 0,031 0,028 0,008 0,008
Корунд Стекло
875 0,058 0,011 0,049 0,024 Не опреде- 0,010
ЛЯЛИ
877 0,044 0,016 0,028 0,018 То же 0,009
879 0,038 0,012 0,026 0,013 0,006 0,009
6Х 0,042 Преобладают сложные вклю- чения с оболочками стекла и корунда 0,011 0,004 0,006
Среднее 0,044 0,025 0,006 0,007
Плавки с высокой пластичностью
4П 0,028 Преобладают корунд и кри- 0 Не опреде- 0,004
сталлические силикаты ляли
5П 0,022 0,001 0,004 0,004
Корунд
2Х 0,067 0,067 0 0,006 0,007
256 0,064 0,045 0,003 0,005 0,005
Среднее 0,045 0,002 0,005 0,005
169-
заметно также относительно большее содержание сульфидных включе-
ний. Однако есть плавки с небольшим содержанием сульфидов и низ-
кой пластичностью (плавки 6Х и 879). Следует обратить внимание так-
же на то, что в некоторых плавках низкое содержание или отсутствие
сульфидов не обусловлено низким содержанием серы. Примерно при
одинаковом содержании серы содержание сульфидов по металлографи-
ческой оценке значительно выше в плавках с низкими свойствами.
По-видимому, при наличии участков металла, обогащенных кислород-
ными соединениями, создаются более благоприятные условия для обра-
зования крупных сульфидов (в междуосных участках и по границам
кристаллов). Содержание корунда не определяет низкой пластичности,
так как плавки с высокой пластичностью (256, 2Х) имеют наибольшее
содержание корунда. Сопоставляя содержание кислорода, определенное
вакуум-плавкой, с пластичностью можно видеть, что в исследованных
пределах между этими характеристиками четкой зависимости не обна-
ружено.
Для плавок с высокой пластичностью (П, 2Х и 256) характерно
наличие корунда, шпинели, кристаллических силикатов и алюмосили-
катных стекол.
Для плавок варианта К с низкой пластичностью характерно нали-
чие скоплений сложных включений, представляющих собой окислы в
оболочке стекла или корунда (рис. 91), а также пленок стекла (см.
рис. 9). В этих же плавках много сульфидов на стыках кристаллов
(рис. 92) \ встречаются также грубые включения стекол в междуосных
участках.
В плавке 6Х со средней пластичностью встречаются мелкие включе-
ния стекол, расположенные группами (рис. 93, а, б)-, имеются также
включения сульфидов и сульфидов с окислами. У края слитка встреча-
ются отдельные грубые стекла, сопровождающиеся скоплениями мелких
включений.
В плавках 875—879 характерными включениями являются зерна
корунда, мелкие глобули силикатных стекол и сульфиды. Сульфиды
окружены оболочкой.
Расположение включений по отношению к дендритной структуре
устанавливали с помощью теплового травления. Выяснилось, что суль-
фиды в плавках с низкой пластичностью (К, 875 и др.) располагаются
в междуосных участках (см. рис. 17). В междуосных участках имеются
также пленки стекол с сульфидами, тонкие или более грубые (см.
рис. 11). Эти пленки иногда изолируют отдельные участки в междуос-
ных пространствах кристаллов (рис. 94). В плавке 6Х выделения суль-
-фостекол сопровождаются карбидными выделениями (рис. 95).
В плавках 2Х и П с хорошей пластичностью концентрации вклю-
чений в виде оболочек и пленок в междуосных участках нет и границы
кристаллов чистые. В плавке 2Х границы кристаллов имеют зазубрен-
ный вид и небольшое количество выделений карбидов (рис. 96).
Для выяснения условий образования включений и в особенности
сульфидов, т. е. проверки, выделяются ли они из твердого раствора или
из жидкого расплава, образцы плавок 1К и 6Х поместили в вакуумиро-
ванные кварцевые ампулы и подвергли нагреву в течение двух часов
при 1350° С с последующим охлаждением в масле. После указанной
обработки металлографическим способом определили содержание вклю-
чений. Результаты подсчета, приведенные в табл. 86 и значения коли-
чества включений, представленные на рис. 97, показывают, что содер-
жание сульфидов резко уменьшается (практически до нуля), а содер-
жание кислородных включений остается неизменным. Проверка влияния
170
Таблица 86
СОДЕРЖАНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ В СПЛАВЕ Х20Н80
•(200 полей зрения на плавку при увеличении 520 до и после термической обработки)
(термическая обработка: нагрев образцов, запаянных в вакуумированные ампулы,
до 1350° С, выдержка при этой температуре в течение 2 час. и быстрое охлаждение)
Номер 'Плавки Вид включений Число включений каждой группы* Количе- ство включений о/ /0 (объемн.)
1 2 3 4 5 6 7 8 9 10
1К Кислородные включения 102** 318 267 372 172 269 58 93 20 26 2 2 3 — 1 1 0,042 0,037
1К Сульфиды — 34 58 70 57 35 9 4 1 — 0,056
1К Нитриды 19 51 8 — — — — — — — 0,002
6Х Кислородные включения 13 5 34 27 125 64 64 76 42 45 17 34 3 5 2 1 — — 0,042 0,042
6Х Сульфиды 6 3 39 9 51 9 31 7 18 1 — — — — — 0,011 0,002
* Размеры включений, лк: 1-я группа — 0,7—1,2; 2-я—1,2—1,9; 3-я— 1,9—3,2; 4-я—3,2—
4,2; 5-я—4,2—5,8; 6-я—5,8—8,3; 7-я —8,3—12; 8-я—12—17; 9-я—17—24; 10-я— 24—34.
** В числителе — до термической обработки, в знаменателе — после термической обработки.
Рис. 97. Результаты определения количества включений в плавках IX (а) и
6Х (б) сплава Х20Н80 на 200 полях зрения до и после термической обработки
(1350° С, 2 часа, масло)
термообработки (1350° С, 2 часа) на пластичность при высоких темпе-
ратурах показала, что пластические свойства остаются такими же низ-
кими, образцы при ковке разваливались.
Тепловое травление образцов после термической обработки плав-
ки К позволило установить, что в междуосных участках по прежним
171
местам залегания сульфидов (до термической обработки) выделений
сульфидов нет, а сохранились только тонкие прозрачные пленки, по-ви-
димому, нерастворимые стекла (см. рис. 17). Скопления мелких вклю-
чений после термической обработки не изменились, а степень дендрит-
ной ликвации значительно уменьшилась.
Проведенные опыты показывают, что сульфидные включения в
сплаве Х20Н80 растворяются почти полностью при термической обра-
ботке (1350°С, 2 часа), следовательно, наиболее вероятным является
предположение, что они образовались из твердого раствора, выделяясь
на имевшихся уже после кристаллизации пленках стекла. Пленки стек-
ла до термической обработки были во многих случаях незаметны, так
как они были покрыты сульфидами.
Растворение сульфидов не привело к улучшению пластичности, что
подтверждает ранее сделанный вывод о том, что сульфиды не вызывают
понижения пластичности.
По данным локального микроспектрального исследования, было
установлено повышенное содержание кремния и марганца в участках
с включениями, приведенными на рис. 93 и 94.
Проведенные исследования показали, что плавки с низкими пла-
стическими свойствами имеют больше стекловидных включений, более
резко выраженную дендритную ликвацию и включения в виде пленок
или прослоек в междуосных участках. Они представляют собой стекла
с сульфидами. Причем сульфиды могут быть растворены при нагреве
(1350°С, 2 часа, охлаждение в масле), а тонкие пленки стекол остаются
в металле. Пластичность плавок также остается низкой.
Состав и условия образования обнаруженных включений требуют
дальнейшего изучения.
/
ГЛАВА 12
УСЛОВИЯ ОБРАЗОВАНИЯ ВКЛЮЧЕНИЙ
Кислородные включения
Растворимость кислорода в жидком железе при 1540° С составляет
0,21% [56]. Диаграмма состояния системы железо — кислород приведе-
на на рис. 98. По данным С. И. Филиппова, П. П. Арсентьева и
В. В. Яковлева [164], растворимость кислорода в a-железе выражается
уравнением
lg[%0] =----+ 1,46.
По другим данным растворимость кислорода в 6-железе вблизи
температуры его плавления составляет от 0,003 до 0,007% [57].
Китчнер и сотрудники [58] нашли, что растворимость кислорода при
1275°С не более 0,006% (0,003 ± 0,003%) и утверждают, что в чистом
у-железе она меньше 0,001 %. На рис. 99 приведены данные Себолта
[16], который нашел, что в a-железе при 900° С кислород растворяется
больше, чем в у-железе.
Сифферлен [59] нашел, что в железе высокой чистоты содержание
растворенного кислорода не превышает 0,0006%. Растворимость кис-
лорода в железе в присутствии элементов, обладающих значительным
сродством к кислороду и образующих с ним обособленные фазы (вклю-
чения), будет существенно уменьшаться.
При расплавлении металла или при окислении расплавленного ме-
талла кислородом, рудой или воздухом в металле растворяются значи-
тельные количества кислорода и азота. Поступающий в металл кисло-
род будет в первую очередь окислять элементы, обладающие большим
сродством к кислороду. Окисление примесей при относительно неболь-
ших их концентрациях происходит примерно в следующей последова-
тельности: алюминий, титан, бор, углерод, кремний (при высокой кон-
центрации углерода), фосфор, ванадий, хром, марганец и др.
При одинаковых концентрациях элементов образование окислов
будет происходить в таком порядке, который будет соответствовать
расположению их в ряду значений свободной энергии образования (от
большей к меньшей). В табл. 87 приведены окислы, расположенные в
порядке убывания свободной энергии образования [142]. В табл. 88 при-
ведены значения стандартной энтропии и теплоты образования различ-
ных киАлородных соединений по данным Кубашевского [60].
Фазы, образовавшиеся в результате реакции кислорода с элемента-
ми-примесями, могут удаляться из металла всплыванием или сохра-
няться в металле длительное время в виде взвесей или растворов. Ин-
173
Содержаний кислорода., %
Рис. 98. Диаграмма состояния системы
железо — кислород [164]
Рис. 99. Растворимость кислорода в а- и Y-железе [16]
174
Таблица 87
РЯД АКТИВНОСТЕЙ
Элемент Окисел Элемент Окисел Элемент Окисел Элемент Окисел
Са CaO V v2o5 Co CoO Cu Cu2O
Be BeO Mn Mn3O4 H H2O S SO^ (газ)
Th ThO2 Zn ZnO (жидкость) c CO (газ)
Mg MgO P P2O5 Mn MnO2 Tl T12O
Ba BaO Fe Fe2O3 Sb Sb2O3 Cu CuO
Sr SrO Sn SnO2 c CO2 (газ) s so3
Al Fe Fe3O4 Sb Sb2O4 Pb PbO2.
Ce CeO2 Fe FeO Pb PbO H
V V2O3 W WO3 As as203 Hg HgO
Ti TiO2 Mo MoO3 Sb Sb2O5 Ag Ag2O
Si SiO2 Cd CdO Bi B1O3 N no2
Mn MnO Ni NiO As As2O5 Au
Cr Cr2O3 Pb Pb3O4
Примечание. Основан иа значении AF, рассчитанном на 1 кг кислорода при образовании пе-
речисленных окислов при комнатной температуре, и атмосферном давлении (активность уменьшается
от начала ряда).
тенсивность удаления образовавшихся продуктов окисления зависит от
их агрегатного состояния, удельного веса, межфазного натяжения, раз-
меров, температуры и других условий, которые будут рассмотрены
ниже.
В тех случаях, когда образовавшиеся продукты реакции с кислоро-
дом нерастворимы и удаляются из зоны реакции, реакция будет про-
должаться до тех пор, пока продолжается приток кислорода и до тех
пор, пока соответствующая примесь не перейдет из расплава в шлак.
"Если же образующиеся продукты реакции в какой-то степени раствори-
мы в металле (например, FeO, SiO, АЮ), они сохраняются в металле в.
количествах, равновесных содержанию их в шлаковой фазе. Среди дру-
гих низших окислов последнее время значительное внимание уделяется
низшему окислу кремния SiO.
Большая работа, выполненная Цапфом и Симсом [69], показала ин-
тересные результаты, указывающие на некоторые особенности положе-
ния равновесия кремния и кислорода в жидком железе. Для объяснения
полученных закономерностей ими была привлечена гипотеза существо-
вания в металлургических процессах моноокиси кремния. Авторы сде-
лали в отношении моноокиси следующие выводы:
1) растворенный монооксид кремния более устойчив в жидком же-
лезе, чем закись железа;
2) при 1600° С монооксид кремния диссоциирует с образованием
кремния и кремнезема.
После работы Цапфа и Симса был проведен ряд работ, в которых
исследователи устанавливали наличие монооксида кремния в шлаках
металлургических процессов. Соответствующая литература довольно
обширна и приведена в работах П. В. Гельда и др. [63, 67, 68]. В жид-
ком металле монооксид кремния (SiO), по-видимому, может существо-
вать в восстановительной среде в условиях недостатка кислорода или
окислов металла и при избытке раскислителей. Монооксид кремния мо-
жет присутствовать в металле в течение всей ‘плавки (от расплава до
затвердевания) в случае, если плавка идет без окисления и в присут-
ствии раскислителей, т. е. в восстановительной среде. Примером такой
плавки может быть переплав легированных отходов в основной элек-
175
Таблица 88
ТЕПЛОТЫ ОБРАЗОВАНИЯ И СТАНДАРТНЫЕ ЭНТРОПИИ НЕКОТОРЫХ КИСЛОРОДНЫХ
СОЕДИНЕНИЙ [SO]
Вещество — AH20i . ккал/моль S28l кал] град • моль Агрегатное состояние при 25° С
А1 А12О8 В2О3 0 400,0 ±2,0 (345,0) 6,77±0,05 12,5±0,15 13,0+0,2 Твердое тело
В2О3 (339,8) 18,9±0,3 Жидкость
ВаО '. . BaSiO3 Ba2SiO4 Ba3SiO5 126, l±0,5 25,5±7,0* 46,0±7,0* 58,5±7,0* 16,8±0,3 26,9±1,5 43,6±2,5 60,4 + 3,0 Твердое тело
СО СО2 26,4±0,03 94,05 + 0,01 47,3 ±0,05 51,10±0,04 Газ
СаО CaSiO3 Ca2SiO4 Ca3SiO5 СаО-В2О3 ЗСаО-В2О3 Са3Д12Ов СеО2 Сг2О3 СгО3 FeO Fe3O4 Fe2O3 Fe2SiO4 Fe2SiO3 FeTiO3 FeCr3O4 MgO Mg2SiO4 MgSiO3 MnO Mn3O4 Mn2O3 MnO2 MnSiO3 MqO2 MoO3 NbO NbO2 Nb2O5 NiO P2O5 PbO PbSiO3 SbgOg 151,9±0,5 21,5±0,3* 32,8+0,5* 32,2±0,5* 29,4+1,0* 60,0±l,0* l,0±7,0* 233±5,0 269,5±2,5 137,0±l,0 64,5±0,2 266,8±0,5 195,2+0,4 8,4±2,5* 7,2 + 2,5* 4,0±2,5* 1,3±2,5* 144±0,2 15,1 + 1,0* 8,7±l,0* 92,5±0,5 332,0±2,0 232,5±l,0 125,0+0,5 3,0 + 5,0* 130,0±4,0 180,5+2,0 116,0+10,0 193,5±5,0 463,0±8,0 58,4+0,6 360±8,0 52,0±0,5 . 1, ±2,0* 166±1,5 9,5±0,2 19,6 + 0,3 29,1±1,0 38,7 + 1,5 25,1±0,2 43,9±0,3 17,7±1,5 19,4±0,2 17,2±2,0 12,8±0,5 35,7±0,7 21,5±0,5 35,4±1,4 23,0±0,5 25,3±0,3 34,9±0,5 6,55±0,15 22,7±0,2 16,2±0.2 14,4 + 0,6 35,5±1,0 24,0+1,5 12,7±0,1 24,5±1,5 18,7±0,3 12,0±1,5 12,7±1,5 32,5±1,5 9,2±0,2 33,5±2,0 17,0±0,9 29,4±0,6 Твердое тело
SiO 25,0±6,0 (49,5) Газ
SiO2 (а-кварц) SiO2 (3-кристобалит) . . . TiO ТЮ2(рутил) VO V2O3 V2O6 wo, wo3 ZrO2 ZrSiO4 208,3+2,0 206,6±2,0 135,0+10,0 219,1±1,5 106,0±6,0 300,0±9,0 382,6±12,0 134,5±5,0 200,0±3,0 258,5±1,0 10,06±0,1 10,34±0,2 8,3±0,1 12,0±0,05 10,2+0,5 23,5±0,3 31,3±0,3 15,0±2,5 19,9±0,2 12,03±0,1 20,1±0,3 Твердое тело
Образование из окислов.
176
тропечи, если легирующие элементы обладают значительной раскисли-
тельной способностью.
Рассмотрим условия образования кислородных включений в раз-
личных металлургических процессах. Вначале будут рассмотрены вклю-
чения, образовавшиеся в результате химических реакций в процессе
плавки, условно называемые «эндогенными». Затем включения, образу-
ющиеся от размывания огнеупоров, применяющихся во время выплавки
и разливки стали, условно называемые «экзогенными».
В работе В. А. Мчедлишвили и А. М. Самарина [75] подробно ис-
следован характер неметаллических включений при предварительном
раскислении стали ферромарганцем, ферросилицием и силикомарган-
цем. Характерными включениями при этом были глобули стекла раз-
личной прозрачности и разной окраски.
При низком содержании во включениях кремнезема (не более
50%) образуются включения, обладающие жидкой консистенцией
при температурах жидкой стали. Последнее было установлено в работе
Э. Л. Эванса и Г. А. Сломена [76], которые приводят диаграмму систе-
мы SiO2— FeO с вероятной формой области несмешиваемости стекло-
видного состояния (рис. 100).
При высоком содержании кремнезема (в пределе кварцевого стек-
ла) включения приобретают устойчивую форму шарообразных стекол,
которые не склонны к коалесценции и обладают малым межфазным на-
тяжением, что затрудняет их всплывание. Количество кислорода в рас-
творе уменьшается, а количество включений будет значитель-
ным. При постепенном повышении содержания кремния глобули стекла
становятся двухфазными, они состоят как бы из двух видов несмеши-
вающихся стекол. Внутренняя часть глобуль менее прозрачна и более
окрашена в зеленый цвет за счет силикатов железа, а наружная обо-
лочка глобуль обладает большей прозрачностью и приближается к
кварцевому стеклу.
В. Кох [77] изучал условия образования включений, которые могут
привести к содержанию в металле кислорода, резко превышающему
равновесное. В системе SiO2—MnIO—А120з, указывает автор (рис. 101),
уже при малых содерж1аниях А12О3 за областью несмешиваемости двой-
ной системы имеется большая область, в которой кремнезем растворяет
глинозем, закись марганца и закись железа. В этой области при за-
твердевании получается стекло и преобладают сравнительно низкие
температуры плавления. При рассмотрении включений под микроско-
пом в случае присадки раскислителей, содержащих кремний, вокруг
силикатов железа образуются оболочки кремнеземистого стекла и в
этом случае затвердевшая оболочка затрудняет протекание процессов
раскисления до конца. Это приводит к повышенному (против равно-
весного) содержанию кислорода в металле. При увеличении количества
раскислителей, содержащих алюминий, вне кристобэлитной области
возникают гетерогенные включения (корунд с оболочкой стекла).
В кислой стали после расплавления включения состоят главным
образом из силикатов железа; при раскислении ферросилицием они
становятся стекловидными, причем по мере увеличения количества
раскислителей во включениях повышается содержание кремнезема до
получения в готовой стали глобулярных включений кварцевого стекла.
Глобулярные включения кварцевого стекла являются основным видом
включений в кислой стали.
Раскисление кислой стали алюминием приводит к образованию
корунда, алюмосиликатного стекла и алюмосиликатов, а также может
привести к образованию переходящего в раствор монооксида кремния,
12 М, И. Виноград 177
Рис. 100. Диаграмма состояния системы S1O2—FeO
(вероятная форма области несмешиваемости в
стекловидном состоянии показана пунктиром) [76]
Рис 101. Область гомогенных включений в системе
SiO2—МпО—А12О3 [77]
178
наличие которого ухудшит пластические свойства стали. Понижение
пластичности кислой стали при раскислении ее алюминием часто отно-
сят к появлению в металле включений корунда, которые понижают
пластичность, якобы, вследствие своей остроугольной формы (см. гл. 1).
Однако, как это известно из изучения включений в основной стали, в
которой корунд является основным видом включений, присутствие его
не понижает пластических свойств основной стали.
Применение небольших количеств алюминия (200 г/т) для раски-
сления кислой стали не понижает свойства стали, так как при этом
некоторое количество корунда, образовавшегося из растворенного ки-
слорода и силикатов железа, удаляется в шлак, в результате чего сни-
жается общее содержание кислорода в металле. Если же количество
алюминия велико и его вводят в печь или в ковш, то избыток его,
остающийся после реакции с включениями и кислородом в жидком ме-
талле, будет реагировать (при соответствующих температурах) с крем-
неземом футеровки или шлака, способствуя образованию в металле
монооксида кремния, понижающего пластичность металла.
Изложенным можно объяснить тот факт, что плавки, выплавляе-
мые кремневосстановительным процессом, обладают удовлетворитель-
ными свойствами только при определенных количествах восстановлен-
ного кремния и при определенной температуре процесса.
Раскисление кислой стали введением алюминия на струю металла
или в изложницу дает лучшие результаты, чем раскисление в печи.
В металле, выплавляемом в основных мартеновских печах, вклю-
чения изменяются следующим 'образом: в период расплавления и руд-
ного кипа в пробах металла преобладающими включениями являются
силикаты железа или марганца и стекла; к концу рудного кипа в
металле преобладают включения кристаллических силикатов (преиму-
ществленно файялита). Количество включений значительно понижается
во время чистого кипения. Кроме файялита, наблюдается закись же-
леза. Содержание кислорода в период чистого кипа понижается и его
можно приближенно определить по рис. 102. Так как состояние ванны
будет несколько отличаться от равновесного, фактическое содержание
кислорода будет несколько выше, чем это следовало бы иметь по
рис. 102.
Интенсивное окисление ванны приводит к тому, что окислы железа,
с растворенным монооксидом кремния и со взвешенными частицами
двуокиси кремния образуют жидкие низкокремнистые силикаты, кото-
рые легко коалесцируют и слабее смачиваются металлом, чем кремне-
земистые стекла, что облегчает удаление их из металлической ванны
в шлак.
Таким образом, в процессе кипа при окислении ванны до следов
кремния из металла удаляются легкоплавкие силикаты железа, обра-
зовавшиеся из окислов кремния и железа.
Полное удаление растворенного монооксида кремния в значитель-
ной мере зависит от исходного содержания его в шихте, режима выго-
рания углерода, температурного хода процесса и полноты скачивания
шлака. В кипящей стали, не раскисленной марганцем, основные вклю-
чения состоят из файялита и закиси железа.
В результате введения на шлак и в металл раскислителей изменя-
ется состав включений в металле и уменьшается как общее содержание
кислорода, так и содержание растворенного кислорода.
На рис. 103 приведена раскислительная способность элементов-
примесей в стали при 1600° С, определяющаяся их химическим сродст-
вом к кислороду [61].
12* 179
Рис. 102. Равновесие кислорода и углерода в жидком
железе при 1550° С и давлении в 1 атм
Содержание элемента, - раскислителя^ (вес.)
Рис. 103. Раскислительная способность различных
элементов при> 1600° С i[61]
180
Раскисление стали ферромарганцем при отсутствии кремния при-
водит к образованию сложных включений: закиси марганца, закиси
железа и железомарганцовистых силикатов. Окислы и силикаты железа
и марганца имеют низкую температуру плавления, легко удаляются в
шлак. При этом содержание кислорода в металле уменьшается.
Раскисление ферромарганцем и ферросилицием приводит к обра-
зованию железомарганцовистых стекол. Включения стекол в жидком
металле в зависимости от количества введенного кремния могут быть
жидкими, вязкими или твердыми. При значительном содержании крем-
ния включения состоят из стекол с высоким содержанием кремнезема
и имеют более высокую твердость и температуру плавления. В резуль-
тате чрезмерного раскисления шлака или неблагоприятной температу-
ры процесса наряду со взвешенными в жидком металле включениями
может образоваться (восстановлением кремнием двуокиси кремния)
растворенный в жидком металле монооксид кремния, что приведет к
понижению свойств металла («перераскисленный металл»).
Последнее время широко распространен способ раскисления ме-
талла, не содержащего кремния, марганцем и алюминием. Такой спо-
соб раскисления повышает свойства металла. В этом случае преобла-
дающими будут включения марганцевой и железной шпинели и корун-
да. Алюминий при этом лучше вводить в ковш или в изложницу.
При высоком содержании фосфора в металле он входит в состав
стекловидных включений [72—74]. Удаление фосфора в шлак в этом
случае также будет облегчаться переходом стекол в жидкие окислы при
окислении расплава.
Обычно применяемый способ раскисления металла ферросилицием
в печи и в ковше приводит к образованию стекол. Последующее рас-
кисление алюминием вызывает образование корунда, алюмосиликатов
и алюмосиликатных стекол [78]. При этом снижается общее содержание
кислорода в металле. Алюмосиликатные стекла при охлаждении ча-
стично кристаллизуются, образуя включения муллита или силлиманита,
сцементированные стеклом. Раскисление чрезмерно большими порция-
ми алюминия при определенной температуре металла и шлака может
также привести к образованию монооксида кремния. Однако обычно
применяемое количество алюминия (до 1,2 кг)т} и введение алюминия
в ковш или лучше в изложницу при значительной окисленности шлака
и металла не вызывают порчи металла, хотя некоторое количество
монооксида кремния возможно образуется. Отступления от оптималь-
ных условий температурного режима и количества раскислителей мо-
гут привести к получению «перераскисленного» металла.
В металле, выплавленном в основных электродуговых печах, вклю-
чения примерно подобны включениям, встречающимся в мартеновском
металле. Однако имеются и различия, так как в электродуговом процес-
се плавка ведется в более восстановительной атмосфере печи. Кроме
того, в электропечи процесс плавки может быть проведен при более
высоких температурах, чем в мартеновской печи. В основных электро-
дуговых печах сталь выплавляют в основном тремя методами: на све-
жей шихте с окислением рудой или кислородом, переплавом легиро-
ванных отходов с окислением кислородом и переплавом легированных
отходов без окисления.
При выплавке на свежей шихте с окислением после расплавления
включения состоят главным образом из окислов железа и стекол.
В конце окислительного периода в металле встречаются включения за-
киси железа и марганца и немного силикатов железа и марганца. Со-
держание кислорода к этому моменту снижается. После скачивания
181
шлака и наведения нового хйлака из извести и шпата, на который дают-
ся раскислители в виде древесного угля, кокса, ферросилиция, включе-
ния приобретают стекловидный характер и представляют собой гло-
були стекла с окислами железа или марганца.
Осадочное раскисление ферросилицием приводит к преобладанию
во включениях кремнеземистого стекла с малым количеством примесей.
Применение алюминиевого порошка для раскисления шлака приводит
к образованию в металле корунда и алюмосиликатных стекол. Процесс
восстановления кремния из шлака алюминием может сопровождаться
поступлением в металл из шлака монооксида кремния, что нежела-
тельно, поэтому процесс плавки следует вести либо при высоких
(>1600° С), либо при низких температурах (<1500°С). Окончательное
раскисление металла в печи алюминием приводит к резкому уменьше-
нию включений стекол. Включения состоят в основном из корунда. Для
предупреждения восстановления алюминием кремнезема шлака или
футеровки ковша, приводящего к образованию монооксида кремния,
лучше давать алюминий для окончательного раскисления в излож-
ницу. .
Выплавка в дуговых печах с магнезитовой футеровкой при любом
способе выплавки приводит к получению в металле включений магне-
зиальной шпинели (MgO • А12О3) в случаях, когда для раскисления
шлака или металла применялся алюминий. Магнезиальной шпинели
во включениях много, если футеровка печи в процессе плавки интен-
сивно разрушалась или подина была плохо подварена.
Легирование стали изменяет состав включений, так как легирую-
щие элементы часто вносят в металл много включений, которые удаля-
ются в шлак только в случаях, если легирование осуществлялось не в
конце плавки.
При легировании металла феррохромом, ферромолибденом, ферро-
вольфрамом вносится много силикатных включений, так как указанные
ферросплавы сильно ими загрязнены. Легирование металлическими
материалами в меньшей мере загрязняет металл, если эти материалы
чистые. Металлический хром, полученный алюмотермическим методом,
имеет много кислородных включений и в этом случае легирование фер-
рохромом меньше загрязняет металл, чем легирование металлическим
хромом.
Выплавка стали на легированных отходах с применением кислоро-
да по характеру образующихся включений подобна выплавке на све-
жей шихте. Но наличие легирующих элементов изменяет состав вклю-
чений. Так, при переплаве отходов, легированных хромом, в металле
вместо окислов и железа в конце периода окисления будут присутство-
вать хромиты и окислы хрома (см. гл. 9). Содержание кислорода после
окончания продувки и периода кипения перед скачиванием шлака будет
минимальным. Последующее раскисление шлака ферросилицием при-
водит к образованию силикатов и стекол с окислами хрома. Дальнейшие
изменения включений не отличаются от изменений, описанных в процес-
се выплавки на свежей шихте.
Выплавка стали в элекгродуговых печах методом переплава леги-
рованных отходов без их окисления существенно отличается от выше
приведенных методов. При этом методе выплавки включения опреде-
ляются теми легирующими, которые входят в состав шихты. В связи с
тем что в течение всей плавки поддерживается восстановительный
режим и раскисление кремнием идет с момента расплавления, то среди
включений в этом случае вначале преобладают стекла, а после рас-
кисления алюминием преобладает корунд, часто в оболочке стекла.
182
В этом процессе созданы преимущественные условия для образования
из шлака монооксида кремния, с чем, по-видимому, и связаны низкие
свойства стали, полученной методом переплава (см. гл. 7).
Образовавшийся .монооксид кремния может быть удален из метал-
ла окислением металла кислородом или рудой или обработкой металла
синтетическими шлаками высокой основности, или применением силь-
ных раскислителей в условиях отсутствия избыточного кремнезема.
Раскисление стали различными раскислителями приводит к обра-
зованию сложных окислов. Можно наметить группы раскислителей,
действующих аналогично. Так, например, раскисление кальцием, маг-
нием, барием, церием металла, предварительно раскисленного крем-
нием, приводит к образованию силикатов этих элементов, которые при
температурах жидкой стали образуют либо жидкие взвеси—капли,
либо твердые кристаллические силикаты. В тех случаях, когда темпера-
тура жидкой стали ниже температуры плавления силикатов, капли
затвердевают еще в жидкой стали. Такими особенностями обладает,
например, силикат кальция. Следовательно, введение этих раскислите-
лей, во-первых, понижает концентрацию растворенного в металле ки-
слорода вследствие большего сродства к кислороду и, во-вторых, раз-
рушает монооксид кремния и силикатные стекла, образуя стойкий хи-
мические соединения. Дозировка этих раскислителей должна быть
точно рассчитана, так как непрореагировавший с металлом избыток
раскислителя будет реагировать со шлаком или футеровкой и дополни-
тельно загрязнять металл включениями. Раскисление титаном и цир-
конием стали, раскисленной кремнием, приводит к образованию окислов
и силикатов титана и циркония в результате реакций с растворенным
кислородом и с кремнекислородными соединениями. При избытке ти-
тана и циркония образуются двуокись титана (рутил) и двуокись цир-
кония; при недостатке титана или циркония могут образоваться сили-
каты титана или циркония. Эти раскислители так же, как кальций и
магний, рекомендуется вводить с избытком в условиях отсутствия
контакта со шлаком или футеровкой, содержащими кремнезем. При
введении титана в металл через шлак, содержащий кремнезем, в ме-
талле будет повышаться содержание кремнекислородных включений.
При введении титана и циркония в металл, раскисленный алюминием,
в нем будут образовываться те же включения, которые были указаны
выше, но, кроме того, будет присутствовать еще корунд, образовавший-
ся при раскислении стали алюминием.
Несколько своеобразную роль в раскислении стали играет бор.
Он обладает отличающей его от других раскислителей особенностью, а
именно он является активным стеклообразователем. В связи с этим
бор, образуя с кислородом в стали окислы бора, видоизменит состав
имеющихся в стали стекловидных включений, переводя их в легкоплав-
кие алюмосиликатные борные стекла, обладающие малым удельным
весом и поэтому легко всплывающие. Однако положительное влияние
бора проявляется только в случае присадки его в количестве до 0,007%.
Большие присадки бора приводят к красноломкости стали. Известно,
что избыток бора над тем его количеством, которое необходимо для об-
разования стекол, будет находиться в растворе в жидком расплаве. При
кристаллизации, учитывая значительную ликвацию, бор может дости-
гать концентраций, превышающих 0,021% и приводящих к образованию
эвтектики, плавящейся при 1149° С (рис. 104) [79].
Так называемое «модифицирующее» влияние некоторых добавок
по всей вероятности может быть объяснено выше изложенным меха-
низмом влияния добавок на характер кислородных соединений.
183
За последние 8 лет в литературе появились сообщения о том, что
применение редкоземельных элементов при выплавке нержавеющих
сталей типа 18—8 и других высоколегированных сталей и сплавов с
низким содержанием углерода привело к повышению пластичности
этих сталей при горячей деформации [80—87]. Присадка в сталь не-
больших добавок (до 0,05%) церия или лантана приводит в ряде слу-
чаев к улучшению свойств пластичности при высоких температурах и
улучшению жаростойкости. Такое же влияние на пластичность, по
Рис. 104. Диаграмма состояния железо— бор
для малых концентраций бора (116]
данным [82], оказывает присадка окислов этих элементов. Это на первый
взгляд странное обстоятельство может быть объяснено подобно рас-
смотренному выше влиянию самих элементов. Высокая степень хими-
ческого сродства церия к кислороду позволяет ему восстанавливать
имеющиеся кремнекислородные включения и переводить их либо в
окислы церия и лантана, либо в тугоплавкие силикаты. В том и другом
случаях твердые включения частично всплывают или, оставаясь в ста-
ли, не оказывают такого вредного влияния на свойства, как растворен-
ный монооксид кремния. Введение окислов этих металлов также при-
водит к образованию с монооксидом кремния силикатов, не оказываю-
щих того вредного влияния на свойства, которое оказывают
стекловидные включения, образующиеся из растворенного монооксида
кремния.
Введение в никелевые сплавы небольших количеств свинца, обычно
окисленного, по-видимому, приводит к образованию свинцовых стекол,
184
имеющих удельных вес, очень близкий к удельному весу стали и потому
всплывания этих включений практически не происходит. Кроме того,
окислы свинца и свинцовые стекла, образующиеся при наличии в стали
кремнезема, обладают весьма низкой температурой размягчения
(600° С) и приводят к разрушению слитков при горячей деформации и
к резкому снижению жаропрочных свойств сплавов. Так как металли-
ческий свинец обладает высоким удельным весом, то предположение о
возможности устойчивого пребывания его в виде .металлической взве-
си [88] мало вероятно. Присутствие же его в стеклах более вероятно.
Отрицательное влияние свинца может проявляться также в том,
что он может вызывать усиление дендритной ликвации и образовывать
в междуосных участках легкоплавкие включения.
Несколько слов следует сказать о выплавке стали и специальных
сплавов в высокочастотных тигельных печах.
При выплавке в кислых тиглях качество стали, особенно .пласти-
ческие свойства, получаются очень .низкими — значительно ниже, чем
качество металла, выплавляемого в основных электродуговых печах.
Причиной низких свойств металла является взаимодействие его с
кислой футеровкой и образование в результате этого взаимодействия
кремнекислородных включений стекол. Применение тиглей с магнези-
товой футеровкой позволяет получать в индукционной печи металл вы-
сокого качества.
По чистоте и свойствам (пластичности) металл, выплавленный в
индукционных печах с магнезитовой футеровкой тиглей, лучше метал-
ла, выплавленного в основной электродуговой печи. Включения в ме-
талле, выплавленном .в магнезитовых тиглях под шлаком из боркалька
и раскисленном алюминием, представляют собой главным образом
включения корунда и магнезиальной шпинели. В случае, если тигли
загрязнены кремнеземом, то возможны также включения стекол. По-
этому магнезитовые тигли должны быть изготовлены из магнезита с
минимальным содержанием кремнезема. Лучшие пластические свойст-
ва металла, выплавленного в индукционных печах с магнезитовыми
тиглями, объясняются тем, что. при таком способе выплавки не идут
нежелательные процессы образования монооксида кремния ни из фу-
теровки тигля, ни из кремнезема шлака, так как количество кремнезема
в шлаке мало и температура его обычно невысока. Для получения спла-
вов высокого качества необходимо применять чистые материалы с
минимальным количеством кремнеземистых включений. Отсутствие
процесса окисления приведет к сохранению в металле растворенных в
нем низших окислов или находящихся во взвешенном состоянии стек-
ловидных включений. Некоторое улучшение чистоты металла может
быть получено при высокой температуре во время переплава и при
тщательной смене шлаков.
Выше были рассмотрены включения, образующиеся в металле в
результате процессов окисления и раскисления, так называемые «эндо-
генные включения». Кроме указанных включений, в металле также
имеются включения, образующиеся в результате контакта готового
металла с огнеупорами и воздухом при выпуске его из печи и при раз-
ливке. Металл при выпуске из печи загрязняется включениями из-за
размывания выпускного отверстия, футеровки желоба, окисления воз-
духом и механического запутывания шлака. Следует заметить, что если
шлак жидкоподвижный и обладает высокой раскислительной способ-
ностью, а металл выпускался вместе со шлаком или после шлака, то
перемешивание металла со шлаком может привести к его очищению
от включений и дополнительному раскислению.
185
В ковше идут процессы очищения металла от крупных частиц
всплыванием и загрязнения металла вследствие разъедания футеровки,
стопора, стаканов и последующего смыва огнеупоров вместе с металлом
в изложницы. В результате этих двух процессов обычно снижается за-
грязненность металла с момента пребывания его в ковше до окончания
разливки (например, 10-мин. выдержки) преимущественно за счет
крупных ч'астиц, которые удаляются в шлак. Но по сравнению с за-
грязненностью металла в печи металл в ковше обычно оказывается бо-
лее загрязненным. Наполнение изложниц снова приводит к дополни-
тельным загрязнениям, связанным с контактом с воздухом, размывом
стакана, воронок, а также центровой и сифонных проводок (при раз-
ливке сифоном) и надставок (при разливке сверху). Особенно повыша-
ется загрязненность металла включениями, связанными с размыванием
огнеупора (экзогенными) в том случае, когда металл содержит марга-
нец. Размывание и разъедание огнеупоров желоба, ковша, стаканов,
воронок и сифонного припаса является источником значительного ко-
личества крупных силикатных включений, обычно неравномерно рас-
положенных в слитке. Наиболее крупные включения всплывают во
время наполнения изложниц на поверхность, образуя шлаковую короч-
ку; часть этих включений отталкивается к стенкам изложницы и
застывает на поверхности слитков в виде шлаковин, песочин, засоров
и т. д. Часть включений, особенно попадающих в слиток к концу его
наполнения, остается в центральной части слитка, так же как и мелкие
включения, не успевшие всплыть до затвердевания слитка.
Включения от размывания огнеупоров чаще всего представляют
собой алюмосиликатные стекла с вкраплениями кварца, корунда и
других окислов, обусловленных составом огнеупоров. Часто это зерна
шамота, если для разливки применялись шамотные огнеупоры. .Контакт
с воздухом приводит к образованию силикатов железа, марганца и
других окислов в зависимости от состава стали. Как было указано еще
Д. С. Белянкиным [89], загрязненность металла кварцем всегда связана
с попаданием его из внешних источников, так как кварц не может об-
разоваться в результате реакций, протекающих в жидком металле или
шлаке. В результате этих реакций могут образоваться кремнеземистые
стекла; в определенных условиях может образоваться кварцевое стекло
или кристобалит, но не кварц. Включения огнеупоров могут иметь
форму глобулей 'или вытянутую грушевидную форму, свидетельствую-
щую о том, что включения, обладая полувязкой консистенцией, всплы-
вали в жидком металле. Корунд и кварц из огнеупоров обычно встре-
чаются в виде вкраплений в стекловидную массу.
Характеризуя количественное соотношение включений разливоч-
ного (экзогенного) и печного или раскислительного происхождения
(эндогенного), можно отметить, что общее содержание включений в
большей мере обусловлено раскислительными процессами, в то время
как крупные включения в основном разливочного происхождения (см.
схему на рис. 105). Приведенные соотношения могут существенно из-
меняться от условий раскисления и от качества огнеупоров. Схема по-
строена по данным для тщательно раскисленной шарикоподшипниковой
стали, выплавленной в дуговой электропечи.
Рассмотрим распределение кислородных включений в слитке, свя-
занное с условиями кристаллизации слитка. Принимая схему дендрит-
ной кристаллизации, предложенную Д. Д. Саратовкиным [108] и раз-
работанную для изучения процессов дендритной ликвации и кристал-
лизации реальных слитков И. Н. Голиковым [109], В. А. Кошелевым
[110], Н. И. Хвориновым [286], а также изложенные выше данные о по-
186
ведении кислородных включений в жидкой стали, можно дать следую-
щую картину распределения включений в слитке.
Распределение включений можно разделить на две группы: первая
группа — включения, представляющие собой взвесь частиц в жидком
металле, вторая — включения, образующиеся из растворенного кисло-
рода или растворенных в жидком металле окислов.
Включения первой группы могут быть твердыми или жидкими. К
твердым включениям в жидком металле следует отнести корунд, кварц,
шпинели, кварцевое стекло, хромиты и др. Жидкие включения могут
Происхождение _
' кислородных Происхождение
включений крупных
(общего содержания) Кислородных Включении
Воронки, и сифон припас
Новш а желоВ
Ifasiyx ^Шлак
П ечные огнеупоры
Раскислители.
В металле

ввшре содержание включений принято за. iGO
Рис. 105. Схема, характеризующая роль различных
источников загрязнения стали ШХ15 кислородны-
ми включениями
представлять собой файялит, силикаты кальция (в зависимости от тем-
пературы металла), силикаты марганца, алюмосиликаты и др.
Наличие в металле указанных взвешенных частиц не является пре-
пятствием для кристаллизации и оси растущих дендритов проходят воз-
ле этих взвешенных включений, обволакивая их. Так как оси образуют-
ся раньше, чем закристаллизуется весь объем металла в междуосных
участках, то взвешенные частицы, находящиеся в этих участках, про-
должают всплывать, в то время как оси уже закристаллизовались. Поэ-
тому распределение твердых включений эндогенного происхождения
обычно почти равномерно по сечению слитка, но в осях этих включений
несколько больше, чем в междуосных участках. Более крупные включе-
ния огнеупоров, окислов и шлака всплывают интенсивно и образуют
скопления на поверхности слитка благодаря тому, что всплывшие вклю-
чения приваливаются с металлом к стенкам изложницы. Часть крупных
включений огнеупоров (шамот, алюмосиликатные стекла, с корундом и
кварцем) концентрируется в центральной части слитка. Часть всплываю-
187
щих включений застревает в средней и особенно нижней части слитка
вследствие затвердевания стали. Верх слитка (с утепленной прибылью)
еще долго остается жидким и это обеспечивает более полное всплыва-
ние включений из верхней части слитка. Часто в слитках с малой конус-
ностью и большой высотой наиболее загрязненной оказывается часть
слитка, расположенная на '/з—’А от низа слитка.
Значительно более сложным оказывается процесс образования вклю-
чений из растворенного в жидком металле кислорода или растворенных
в жидком металле окислов. Более правильно, по-видимому, считать, что
в раскисленном металле растворены низшие окислы, в частности моно-
оксид кремния, а в нераскисленном —кислород в атомарном виде.
В кипящем металле кислород, растворенный в жидком металле, при
кристаллизации будет сильно ликвировать, так как коэффициент лик-
вации кислорода ввиду его малой растворимости в твердой стали очень
мал — 0,02 [111]. Кроме того, растворимость кислорода уменьшается с
понижением температуры. В связи с этим кристаллизующиеся оси очень
чистые от включений, а междуосные участки сильно -обогащаются кис-
лородом и там в результате реакции с углеродом возникают пузыри.
Пузыри образуются в подкорковой зоне и в конце зоны столбчатых кри-
сталлов, где наблюдается наибольшая ликвация (усы) вследствие соче-
тания зональной и дендритной ликваций. В этих ликвационных участках
встречаются также включения окислов или силикатов железа или мар-
ганца.
В раскисленном металле содержание растворенного атомарного
кислорода, по-видимому, мало и поэтому надо учитывать наличие в жид-
ком металле некоторого количества растворенных низших окислов. В
присутствии кремния это будет монооксид кремния. В связи с тем что
окислы не растворимы в твердом металле, ликвация их будет еще более
резко выраженной, чем в случае ликвации кислорода. Процессы раскис-
ления и образования включений могут протекать при кристаллизации и
охлаждении металла [112]. Окислы, ликвировавшие в междуосные уча-
стки, в первую очередь монооксид кремния, будут взаимодействовать со
взвешенными там включениями кристаллических или других окислов.
Так, если в междуосном пространстве имелись включения корунда, то на
поверхности этих включений образуется оболочка стекла или вместо ко-
рунда включения алюмосиликатных стекол. Шпинели реагируют с выде-
ляющимся из стали монооксидом кремния и на их поверхности образует-
ся также стеклянная оболочка.
В этих же междуосных участках могут образоваться алюмосилика-
ты или стекла из выделяющегося из жидкого металла монооксида крем-
ния, так как в результате ликвации и понижения температуры содержа-
ние монооксида будет превышать предельную его растворимость в жид-
ком металле.
Особенно значительная концентрация включений, образовавшихся
из растворенных окислов, наблюдается в конце зоны столбчатых кри-
сталлов. В этой зоне зональная ликвация усугубляет дендритную лик-
вацию.
Если впереди фронта растущего дендрита обогащение монооксидом
кремния превысит растворимость этого окисла, то на поверхности кри-
сталла может возникнуть пленка стекла. Такая пленка даже при малой
толщине будет прерывать рост дендрита, образуя сетчатую структуру
(см. гл. 7). Такого влияния на рост дендритов не могут оказать ни взве-
шенные частицы, ни растворимые в жидком и твердом состоянии примеси.
Форма включений в литом металле может быть различной. Кристал-
лические окислы, образующие твердую взвесь в жидком металле, имеют
188
сравнительно правильную форму ограненных кристаллов. Включения,
представляющие сообой жидкую взвесь, имеют округлую форму. Иногда
округлую форму имеют группы включений, образовавшиеся из одного
глобулярного жидкого включения в результате кристаллизации этого
включения. Очень часто включения приобретают округлую форму в ре-
зультате образования на их поверхности оболочек стекла. Правильную
форму шара могут иметь включения с температурой плавления выше
температуры затвердевания металла, т. е. такие, которые в жидком
металле уже затвердели. Включения, образовавшиеся при затвердева-
нии стали из растворенных окислов, образуют пленки на других вклю-
чениях в междуосных участках, на поверхности дендритов или на гра-
ницах кристаллов.
Сульфидные включения
Образование сульфидных включений резко отличается от образо-
вания кислородных включений. В жидком железе сера растворима и
сульфиды появляются только при кристаллизации железа. Растворимость
Рис. 106. Диаграмма состояния системы Fe—S для кон-
центрации серы до 0,4% {19]
серы в твердом железе ограничена [18—20] и при 1300° С составляет
0,05%. На рис. 106 приведена диаграмма состояния системы железо —
сера для малых концентраций серы (до 0,4%).
Сера вносится в сталь из шихтовых и шлакообразующих материа-
лов, а также из топлива (в мартеновских печах).
Так как сера растворима в жидком железе, то процесс десульфура-
ции протекает диффузйонно на границе шлак — металл в случае, если
шлак содержит минимум закиси железа (хорошо раскислен) и обладает
высокой основностью. Чем выше основность шлака и температура метал-
ла и чем полнее происходит контакт металла с шлаком (хорошее пере-
мешивание), тем активнее идет процесс удаления серы из металла. При
выплавке в кислых печах десульфурации не происходит, поэтому в ме-
талле, выплавленном в кислых печах, содержание серы выше. •
189
При выплавке в основных печах сера удаляется в результате обра-
зования в шлаке стойкого химического соединения серы с СаО.
Сульфиды в кипящей стали (без марганца) образуются при кри-
сталлизации стали.
Вследствие того что сера сильно ликвирует, в жидких междуосных
участках дендритов содержание серы повышается до высоких концент-
раций и эти участки остаются жидкими вплоть до образования эвтекти-
ки при 988° С. Прослойки легкоплавких сульфидов могут также быть на
границах кристаллов в виде сетки.
По данным А; Койа [113], пользовавшегося методом авторадиогра-
фии, растворимость серы в углеродистом аустените стали, содержащей
0,30% С, 0,28% Мп, 0,010% S, при температурах ниже 1000° С составляет
0,003—0,007%.. Распределение серы было неравномерным и колебалось
в пределах 0,007—0,012%. Имелись крупные сульфидные включения в
междендритных участках и мелкие выделения сульфидов по границам
аустенитных первичных зерен. При нагреве до 1200° С дендритная струк-
тура исчезла. В образцах, закаленных с 1300°С, наблюдались только не
растворившиеся при нагреве включения.
Д. К. Бутаков [114] делит сульфидные включения на первичные, об-
разовавшиеся из жидкого расплава, и вторичные, образовавшиеся из
твердой стали вследствие уменьшения растворимости серы. При этом сле-
дует учитывать, что углерод уменьшает растворимость серы в твердом
железе.
Б. Б. Гуляев и Н. В. Попова [18] детально изучали поведение серы на
опытных плавках с содержанием от 0,033 до 0,226% S при 0,26—0,33% С
и 0,27—0,89% Мп и установили, что сульфиды образуются в процессе
кристаллизации.
Введение в сталь раскислителей и легирующих элементов изменяет
условия образования сульфидов. В табл. 89 приведены данные теплоты
Таблица 89
ТЕПЛОТЫ ОБРАЗОВАНИЯ И СТАНДАРТНЫЕ ЭНТРОПИИ НЕКОТОРЫХ СЕРНИСТЫХ
СОЕДИНЕНИЙ [во]
Вещество — ккал[молъ 5181 к.ал1 град-моль Вещество Д/^20» ккал/моль кал)'град моль
121,6+2,0 MoS2 56,0+1,0 15,2+0,3
B2S3 (112,0) — MoS3 61,5+3,0 15,9+1,0
BaS 111,0+5,0 — NiS 20,4±2,0 14,5+1,5
CaS 114,3+1,5 13,5+0,3 NiSs 29,0+3,0 —
CoS 22,3+1,5 15,2+1,5 PbS 23,l±0,5 21,8±0,6
СггЗз (110,0) — Sb2S3 38,2±0,8 39,6+4,0
FeSl,09 • ' • FeS2 22,9+0,3 16,1+0,3 SiS2 39,0+8,0 —
41,5±2,0 12,5+0,2 TiS 52,0±15,0 (13.0)
MgS“ 84’2+0,3 10,6±0,6 TiS2 80,0+120,0 (20,5)
MnS 44,4+0,5 18,7±0,3 VS 45,0+10,0 14,5 + 2,0
MnS2 46,0±2,0 — ws2 46,0±3,0 —
Примечание. Агрегатное состояние всех веществ при t 25°С твердое.
образования сульфидов некоторых элементов. При наличии элементов,
образующих стойкие химические соединения с серой, из жидкого распла-
ва выделяются сульфиды этого элемента, которые затем всплывают в
шлак (например, сульфиды кальция или магния).
Большинство выплавляемых сталей и сплавов содержит марганец,
оказывающий большое влияние на сульфидные включения в стали. В
190
присутствии марганца, обладающего значительно большим сродством к
сере, чем железо, образуется твердый раствор сульфида марганца с не-
большой примесью сульфидов железа. Сульфиды марганца образуются
еще в жидкой стали, но ниже температуры начала кристаллизации, так
как они выделяются в местах, обогащенных серой в результате дендрит-
ной или зональной ликвации. Часто сульфиды марганца образуются на
включениях глинозема, окислов или нитридов, находящихся в жидкой
стали в твердом состоянии.
Распределение сульфидов в слитке очень неравномерно в связи с
тем, что сера сильно ликвирует. В наружном слое мелких кристаллов
почти не содержится видимых в микроскоп сульфидов, так как в связи
с быстрой кристаллизацией ликвационные явления не успевают прохо-
дить и сера остается в растворе или выделяется при последующем охлаж-
дении в виде очень дисперсных сульфидов. В зоне столбчатых кристаллов
сульфиды образуются в большем количестве главным образом в между-
осных участках. Значительная часть серы, обогащая жидкий расплав у
поверхностей кристаллизации, оттесняется фронтом кристаллизации к
центральной и верхней части слитка. Диффузия серы способствует вы-
равниванию концентрации серы перед фронтом кристаллизации и при-
водит к постепенному увеличению серы в жидком металле, расположен-
ном в междуосных участках, в центральной и верхней части слитка.
Поэтому в конце зоны столбчатых кристаллов возникает слой жидкого
металла, сильно обогащенный серой. Эта область часто содержит в 2—
3 раза большее количество сульфидных включений, чем зона столбчатых
кристаллов. Сульфиды образуют ликвационный круг или квадрат (в за-
висимости от формы слитка), частично обогащенный также окислами.
Четкость ликвационного квадрата может определяться содержанием в
металле серы и размерами столбчатых кристаллов. При более крупных
кристаллах и медленной кристаллизации ликвация сульфидов будет
резче. Следует заметить, что часто видимый в макрошлифах квадрат, об-
разовавшийся в результате различных условий кристаллизации, обладает
структурой, отличающейся от структуры зоны столбчатых кристаллов, но
это, видимо, не связано с ликвацией серы [115].
В центральной зоне слитка сульфидов также много, хотя и меньше,
чем в конце зоны столбчатых кристаллов, но они крупнее, так как кри-
сталлизация идет медленнее. Образующиеся в этой зоне сульфиды рас-
положены преимущественно в междуосных участках и в меньшем коли-
честве по границам кристаллов. Верхняя часть слитка, особенно в центре,
и прибыльная часть крупных слитков сильно обогащаются серой и суль-
фидными включениями.
Работой А. М. Данилова по изучению ликвации в слитках [283] уста-
новлено, что в слитках конструкционной стали С54 весом 3,6 т в подпри-
быльной части в участках с пятнистой ликвацией количество серы в
1,5 раза выше среднего содержания серы в плавочной пробе. В 230-г
слитках содержание серы в центре подприбыльной части вдвое превы-
шает содержание серы в плавочной пробе, соответствующей среднему
составу [272].
Нитридные включения
Азот растворим в твердой и в жидкой стали. По данным А. Н. Моро-
зова [21], растворимость азота в жидком железе при Р = 1 аг составляет:
Температура, °C ............. 1550 1600 1650 1700 1750
Растворимость, % ........... 0,052 0,525 0,053 0,0535 0,054
191
Растворимость азота в твердом железе при Р = 1 ат следующая, %:
а-железо:
при 800°С................0,01
» 900° С...............0,002
7-железо:
при 900° С..............0,027
» 1400° С.............0,021
S-железо:
при 1400° С............. 0,0095
» 1530° С ..............0,013
Растворимость азота в у-железе больше, чем в а- и б-железе
(рис. 107) [ПО].
о Мартин
। ЗиВертс и его сотрудники.
х ЗиВертс и Цапф
Рис. 107. Растворимость азота в железе при атмосфер-
ном давлении [116]
Поглощение азота жидким металлом происходит при контакте ме-
талла с воздухом. Азот также может быть внесен в жидкую ванну с
легирующими элементами и ферросплавами (феррохром, феррованадий
и др.).
В твердом металле азот может быть и в виде включений — нитри-
дов. Азот образует химические соединения — нитриды с железом, с ле-
гирующими элементами и с раскислителями. Значения теплоты образо-
вания и стандартной энтропии некоторых нитридов приведены в табл. 90.
В дальнейшем не рассматриваются условия образования нитридов,
которые растворяются в металле при обычных режимах термической об-
192
Таблица 90
ТЕПЛОТЫ ОБРАЗОВАНИЯ И СТАНДАРТНЫЕ ЭНТРОПИИ НЕКОТОРЫХ АЗОТНЫХ
СОЕДИНЕНИЙ [50]
Вещество* —A// 28» ккал/моль кал/град-моль Вещество —A/72»» ккал/моль кал/град-моль
A1N 60,0+1,0 5,0+1,0 Mn6N2 .... 57,0+0,5 45,9+3,0
BN (32,0) Mo2N 16,6+0,5 —
Ba3N2 ‘ . . . 90,0 + 5,0 36,4+2,0 NbN 59,0 + 5,0 10,5±2,0
Ca5N2 . . . . 105,0+3,0 25,4+1,5 Ni3N —20,0+2,0 —
CeN . . 78,0±3,0 11,7+1,5 TiN 80,3+2,0 7,2 + 0,4
Cr2N . . ' . . 26,5 + 4,0 — VN 60,0+20,0 8,9±0,l
CrN . ' . . . 29,5+2,5 8,9± 1,4 WN 17,2+3,0 —
Fe4N 3,5+2,0 (37,4) ZrN 82,2±2,5 9,3±0,5
Mn4N 31,2+2,0 Si3N4** . . . . 176±6 25,6
* Агрегатное состояние всех веществ при t 25° С твердое.
*>, По данным 1117].
работки и не представляют собой стойких включений (например, нит-
риды железа). В стали, выплавленной в мартеновских печах, содержа-
ние азота находится в пределах 0,002—0,004%, а в электростали 0,003—
0,007% (вес.).
Образование включений нитридов (стойких) будет проходить толь-
ко при наличии элементов, обладающих значительным химическим срод-
ством к азоту (титана, алюминия,.ниобия, циркония и др.).
Наиболее изученными химически стойкими нитридами являются нит-
риды титана, циркония и алюминия, менее изучены нитриды ниобия,
ванадия. Нитриды титана обладают высокой температурой плавления и
образуются в жидкой стали в виде правильных кубических кристаллов
золотисто-розового цвета. Обычно имеющегося в стали количества азота
вполне достаточно для образования нитридов титана, поэтому введение
в сталь титана в значительных количествах всегда приводит к образова-
нию нитридов титана. При введении небольших количеств титана (около
0,1%) в недостаточно раскисленную сталь в первую очередь образуются
окислы или силикаты титана. Количество титана в этом случае может
быть недостаточно для образования нитридов и последние образуются в
небольшом количестве или вовсе отсутствуют. При введении титана в
значительных количествах или в хорошо раскисленную сталь образуются
нитриды титана в виде мелких кристаллов. Использование в шихте отхо-
дов или сплавов, содержащих титан или нитриды титана в случае про-
ведения процесса кипа приводит к тому, что вместо нитридов титана об-
разуются окислы титана, а азот переходит в жидкий металл. В тех случа-
ях, когда в шихте имеются нитриды титана и процесс ведется без окисле-
ния, нитриды титана могут сохраняться до выпуска металла из печи.
Всякий контакт металла, содержащего титан, с воздухом приводит к об-
разованию нитридов титана. Поэтому рекомендуется при разливке метал-
ла, содержащего титан, по возможности изолировать его от контакта с
воздухом.
При заполнении изложниц металлом, содержащим титан, на поверх-
ности поднимающегося металла образуются корочки, состоящие из окис-
лов и нитридов титана. Эти корочки часто приваливаются к стенкам из-
ложниц. В данном случае нитриды титана возникают вследствие контак-
та с воздухом, а также из-за всплывания кристаллов, имеющихся в жид-
ком металле. По указанным выше причинам поверхность сталей и спла-
13 М. И. Виноград 193
bob с титаном бывает обычно очень грязной и пленистой и поэтому
слитки или заготовки подвергаются обдирке. В затвердевшем слитке по-
верхностный корковый слой обычно очень сильно загрязнен нитридами
и окислами. Последующий слой столбчатых кристаллов загрязнен нит-
ридами меньше. Растворимость азота в твердой стали значительно мень-
ше, чем в жидкой, и при кристаллизации стали азот ликвирует в меж-
дуосные участки. Поэтому распределение включений нитридов титана по
слитку может быть неравномерным. Взвешенные в жидком металле
кристаллы нитридов при кристаллизации слитка (кроме скоплений у по-
верхности) распределяются довольно равномерно. Но вследствие того
что не весь азот связан в нитриды в жидком металле, то часть азота,
которая растворена, ликвирует в междуосные участки и с имеющимся
там титаном образует значительное количество нитридов, причем разме-
ры их различные. Наряду с крупными включениями можно видеть груп-
пы мелких включений. После деформации из этих скоплений образуются
строчки нитридНых включений.
Ликвация азота приводит также к тому, что скопления нитридов
образуются в конце зоны столбчатых кристаллов. В нержавеющей стали
иногда столбчатые кристаллы растут до центра, тогда скопления нитри-
дов будут наибольшими в центре слитка. Очень часто нитриды титана
образуются на имеющихся в жидкой стали кристаллах окислов (корунда
и др.). Нитриды титана обычно встречаются размером от 1 до 20 мк, но
чаще всего имеют размеру 3—10 мк. Величина нитридов зависит от тем-
пературы стали и скорости охлаждения слитка. Чем горячее металл и
крупнее слиток, тем больше размеры нитридов титана. К нитридам тита-
на, несколько увеличивающимся в процессе охлаждения, часто примы-
кают сульфиды, кристаллизующиеся вокруг нитридов.
При охлаждении слитка на нитридах кристаллизуются также карбо-
нитриды или карбиды титана. Иногда нитриды являются составной
частью сложных включений: в центре имеется частица корунда, вокруг
которого кристаллизуется нитрид титана; к последнему примыкает суль-
фид и все это окружено карбонитридной оболочкой. Нитриды титана Мо-
гут быть искусственно получены или увеличены в твердой стали в случае,
если имеет место насыщение азотом металла, содержащего значительное
количество титана при температурах выше 1300° С [22]. Если нитриды
образуются в твердой стали в результате длительного контакта с азотом
или воздухом сплавов с титаном, при высокой температуре (1350° С) они
имеют форму игл.
Нитриды алюминия образуются в жидком металле, содержащем
азот при введении алюминия и при медленном охлаждении с темпера-
туры кристаллизации стали, содержащей азот и алюминий. Закалкой с
высокой температуры (выше 1200° С) можно перевести нитриды алюми-
ния в твердый раствор. При медленном охлаждении стали нитриды алю-
миния образуются главным образом по границам кристаллов в виде
цепочек, состоящих из мелких кристаллов, часто имеющих форму удли-
ненных палочек. В условиях обычного охлаждения кристаллы нитридов
алюминия небольших размеров (меньше, чем нитриды титана) — обыч-
но до 2 мк. Нитриды алюминия мелких размеров (до 1 мк) могут обра-
зоваться при контакте металла, содержащего алюминий с азотом или с
воздухом при температурах выше 1100° С. При длительных выдержках
стали, содержащей алюминий, в атмосфере азота нитриды алюминия мо-
гут образовывать крупные кристаллы.
В затвердевшем слитке нитриды алюминия располагаются преиму-
щественно в конце зоны столбчатых кристаллов и в центральной зоне.
194
Скопления нитридов алюминия тем значительнее, чем крупнее кристаллы
в слитке.
Нитриды алюминия, образовавшиеся в жидкой фазе, имеют форму
более правильных прямоугольных кристаллов с округленными гранями,
а образующиеся в твердой фазе имеют угловатые палочкообразные или
округлые очертания.
Нитриды ниобия образуются при введении ниобия в сталь, содержа-
щую азот. Условия их образования подобны условиям образования нит-
ридов титана и они могут присутствовать одновременно с нитридами ти-
тана. Форма нитридов ниобия палочкообразная или прямоугольная.
Более подробных данных по нитридам ниобия нет. Образование нитри-
дов ниобия, по-видимому, происходит менее активно, чем образование
нитридов титана, поэтому контакт жидкой стали, содержащей ниобий, с
воздухом не приводит к такому интенсивному образованию нитридов
ниобия, как это имеет место при титане.
13*
ГЛАВА 13
УДАЛЕНИЕ ВКЛЮЧЕНИЙ
ИЗ ЖИДКОЙ СТАЛИ
Содержание в стали включений в значительной степени зависит от
условий удаления их из жидкой стали.
В том случае, если вредная примесь растворима в жидкой стали,
она может диффундировать в шлаковую фазу, в которой концентрация
этой примеси ниже равновесной. Такие условия создаются либо измене-
нием состава шлака, либо образованием нерастворимых соединений с
данной примесью. Если же примесь нерастворима в жидкой стали и об-
разует взвесь, удаление ее происходит либо осаждением, если она тяже-
лее, либо всплыванием, если примесь легче жидкой стали.
В табл. 91 дана краткая схема удаления вредных примесей из стали.
Таблица 91
СХЕМА УДАЛЕНИЯ ВРЕДНЫХ ПРИМЕСЕЙ ИЗ ЖИДКОЙ СТАЛИ
Состояние примеси в жидком металле Удаление примеси
Раствор (фосфор, сера, кислород, азот) монооксид кремния 1. Диффузия в шлаковую зону, имеющую концентра- цию данной примеси ниже равновесной, в том числе за счет образования в шлаке нерастворимых соединений 2. Образование в металле нерастворимых соединений данной примеси с элементами, обладающими химическим сродством к этой примеси, и затем всплывание образо- вавшихся соединений
Твердая взвесь (глинозем, кварц, шпинели, силикаты, нитриды титана и др.) Всплывание
Жидкая взвесь (силика- ты, окислы) Коалесценция (слияние частиц) и всплывание
Газовая взвесь (СО) Коалесценция и всплывание
Вязкие или стекловидные пленки или частицы Коалесценция (затруднена) и всплывание
Рассмотрим подробнее условия удаления из стали нерастворимых
примесей, значительная часть которых состоит из кислородных соеди-
нений.
19о
Для образовавшихся в жидкой стали нерастворимых примесей или
включений основным способом извлечения их из жидкой ванны является
всплывание (или осаждение), существенно зависящее от удельного веса
образовавшихся фаз.
Рис. 108. Кинематическая вязкость сталей [90]:
О — измерения в печн Таммана с большим тиглем; ф — по-
— 2
вториые измерения в вакуумном вискозим.етре (*"**10 мм
рт. ст.) при меиыпем тигле
Удаление включений путем всплывания частиц подчиняется закону
Стокса:
V = — G-r2(-—-V
9 \ 7) )’
где V — скорость всплывания;
г—средний радиус частиц, см;
d — плотность частиц, г/смг\
197
d' — плотность жидкой стали;
G — 981 см/сек2-,
г) — коэффициент вязкости расплавленного металла, г/см-сек.
Формула Стокса справедлива для случая полного смачивания вклю-
чений жидким металлом. Значения скорости всплывания частиц, подсчи-
танные по этой формуле, будут минимальными, так как при этом не учи-
тывается поверхностное натяжение.
Из формулы видно, что на скорость всплывания включений сущест-
венно влияет размер включений, так как он входит в формулу во второй
степени. Вторым, очень важным условием, определяющим возможность
всплывания, является разница в плотности жидкой стали и включений.
Третьим условием, не нашедшем отражения в формуле, но влияющим на
скорость всплывания включений, является поверхностное натяжение
включений и стали, определяющее коалесценцию включений и их фор-
му. При высоком значении межфазового натяжения (о-металл — вклю-
чение) включения всплывают легче, чем при малом значении межфазо-
вого натяжения. Следовательно, они всплывают тем интенсивнее, чем
больше их размер, меньше плотность и больше межфазовое натяжение.
Е. Г. Швидковский [90] приводит значения вязкости расплавленных
металлов при разных температурах (рис. 108). Подсчитаем время всплы-
вания включений различного размера для вязкости стали 45, равной
при 1550° С 0,007 пуаз.
Результаты подсчета времени всплывания включений различного
размера приведены в табл. 92 при сГ = 6,9 г/см3, G = 981 см/сек.2,
d=3,9 г/см3.
Таблица 92
ПРОДОЛЖИТЕЛЬНОСТЬ ВСПЛЫВАНИЯ ВКЛЮЧЕНИИ В СТАЛИ 45
ПРИ ГЛУБИНЕ ВАННЫ 1 м И ТЕМПЕРАТУРЕ 15 50° С
(без учета поверхностного натяжения)
Диаметр включений
мм
0,001
0,010
0,100
1,000
Продолжительность всплывания включений
430000 сек.= 7167 мин.л: 120 час.
4300 сек.= 72 мин.= 1 час. и 12 мин.
43 сек.
0,43 сек.
— = 0,0043 —.
г2 d-
Скорость всплывания при этом в зависимости от радиуса равна:
V = 93500 г2.
Если принять глубину ванны равной 1 м (h = 100 см), то время
всплывания может быть подсчитано по формуле
t _ _Я__100
— V ~ 93500
На рис. 109 приведены результаты подсчета времени всплывания не-
которых включений на основании данных о плотности включений, приве-
денных в табл. 93. Подсчеты являются приближенными, так как в них
не учтено изменение плотности включений и поверхностного натяжения
в зависимости от температуры.
Рассмотрим простейший случай всплывания включений, когда после
введения раскислителя образовались включения постоянного размера.
С момента их образования, при условии d стали >d включения, начи-
нается их всплывание; но так как удаление идет равномерно по вы-
198
соте ванны, то в нижних слоях металла сразу же начинается интенсив-
ное очищение металла.
При определении уменьшения содержания включений в стали в ре-
зультате их всплывания можно подсчитать с помощью несложных фор-
мул изменение их количества, в зависимости от времени.
Если обозначим объемную долю включений в металле Qo, а средний
радиус включений примем равным 2 мк, то по формуле Стокса можно
рассчитать:
а) время, необходимое для полного удаления включений, при опре-
деленной высоте уровня металлической ванны;
б) изменение объемной доли включений в зави .имости от времени.
Рис. 109. Время, необходимое для всплывания включений
различного размера и плотности при глубине ванны, рав-
ной 1 м:
1 — кварцевое стекло, d = 2,2 е/сл3; 2 — глинозем, d = 3,9 г!см3
Приняв указанные выше значения для ^ = 0,007 г/см • сек-, G =
— 981 см)сек2-, d' = 6,9 г!см?-, d — 3,9 г)см?, получим, что V = 93500 г2,
см!сек, а так как V =-у, то
h = 93500г2 -t,
где h — высота, на которую всплыли включения; t — время, в течение
которого проходил процесс всплывания, сек.
где Евкл — объем,. занятый включениями;
Умет — объем, занятый металлом.
199
Таблица 93
ТЕМПЕРАТУРЫ ПЛАВЛЕНИЯ И ПЛОТНОСТЬ НЕКОТОРЫХ СОЕДИНЕНИИ,
ВСТРЕЧАЮЩИХСЯ В СТАЛИ И СПЛАВАХ В ВИДЕ ВКЛЮЧЕНИЙ
Включения Плотность Температура плавления, °C Источник
А12О3 A12S3 A1N Al2Si2O7 В2О3 BN CaO CaS Ca3N2 CaSiO3 Ca2SiO4 CaAl2O4 Ca3Al2Oe CasAlioOje CeO2 Ce2S3 Cr2O3 CrS CrN FeO Fe3O4 FeS Fe4N Fe2SiO4 FeSiO3 FeTiO3 FeCr2O4 MgO MgS MgO • A12O3 Mg2SiO4 MgSiO3 MnO Mn3O4 MnS MnSiOs МоОз MoS2 NbO Nb2O5 NbN NiO Ni3O4 NiS P2O5 PbO аморф. Pb3O4 PbS PbSiO3 Sb2O3 Sb2S3 SiO SiO2 кварц SiO2 кристобалит SiO2 тридимит SiO2 стекло Si3N4 SiS SiS2 3,90 2,02 3,26 2,765 1,84 2,20 3,40 2,15 2,23 2,91 3,67 7,3 5,02 5,2 4,1 5,9 5,7 5,15 4,84 6,57 3,5 4,55 3,58 2,80 3,6 5,45 4,86 4,02 3,72 4,50 4,80 6,27 4,47 8,4 6,8 3,41 5,45 2,39 9,3 9,1 7,5 6,5 5,67 4,64 2,13 2,65 2,32 2,26 2,20 1,85 2020 1100 >2200 1551 600 3000 (возгоняется) 2500* Разлагается 1195 1540 >2100 1600 1535* 1700 >2600 Разлагается 2280 1550 1770 разлагается 1371 1597 1190 672* 1205 1550 1375 2180 2800 Разлагается 2135 1890 1560 1785 1560 1610 1270 795 1185 1520 2573* 1960 >800 570 885 Разлагается 500 1100 766 656 546 1700 (возгоняется) 1610** 1713 1470** 1725 1810* 940 (возгоняется) 1090 [60,91] [60,91] 92] [93] [93] 92] 60] 91] [60,91] [60,91] [60] [93] [93] [94] [60,91] [93] [60,91] [91] [1>02,91] [60,91] [60,91] 60,91] [2] ( [93] [60] [60,91] [91,93] 91] [91] 60] 60] 91] [60,91] [60,91] [60,91] [60,91] [60,91] [92] [92] [92] [60] [91] 60,91] 60,91 [60,91 [91,92 60,91 [91] ' [60,91] [60,91 [92 [60,91 {60,91] [60,91 [91] [60,92] [91] {60
200
Продолжение табл. 93
Включения Плотность Температура плавления, °C Источник
TiO 4,93 1750 [92]
Ti2O3 4,6 2130* . [60,92]
TiO2 (рутил) 4,26 1640 [92]
TiN 5,43 2950 [92]
V2O3 4,87 >2000 [60,91]
v2o5 3,36 690 [91]
VS 4,2 1900* [91]
VN 5,63 2050 [60,91]
WO2 12,11 1270* [60,91]
WO3 7,16 1470 [60,91]
ws2 7,5 1250* [91]
w2n — 2750* [60]
ZrO2 5,49 2700 [60]
ZrN — 2950 [60]
ZrSiO4 4,40 2430 [60]
Стекло зеркальное 2,50 500*** [95]
Стекло обыкновенное 2,50 500—600*** [95]
Шамот 1, 85—2,20 -1700*** [95]
* Разлагается. ** Температура превращения. *** Температура размягчения.
Обозначив через Qi среднюю объемную долю включений после
всплывания (при условии последующего перемешивания металла), а че-
рез ДУмет — объем металла, из которого были удалены включения, в ре-
зультате всплывания получим
Qi = Qo-Qo^-
V мет
Для упрощения предположим, что металл находится в цилиндриче-
ском сосуде, тогда
А Умет h
Умет Н
где Н — высота уровня металла, см.
Подставляя полученное из формулы Стокса значение величины
h(h = V-t),
получим
n _n Zi 93500г2-/\
41 — 40 1 ------- •
\ И 1
Если принять часто встречающееся значение г для глинозема равным
2 мк, а глубину ванны принять равной 1 ж, то
= Qo (1 — 93500^0,00022-/ ) = _ 0>000037/),
следовательно, Qi может в этих условиях быть равно нулю, в том слу-
чае. если
1 — 0,000037/ = 0
201
и, следовательно,
1000000
37
27000 сек.
или 450 мин. (~77г час).
Для того чтобы объемная доля включений убавилась наполовину,
необходимо, чтобы 0,000037 t = 7г,
или t = 13500 сек.,
или ~ 31/2 час.
Применение в металлургическом процессе длительных выдержек в
печи или в ковше, казалось бы, могло улучшить качество стали и умень-
шить содержание включений в ней. Однако увеличение длительности
пребывания жидкого металла в печи при контакте его с огнеупорной фу-
теровкой приводитк размыванию футеровки, а также к окислению шлака,
к повышению содержания в стали кислорода — следовательно, к загряз-
нению стали включениями в большей степени, чем очищается металл от
включений в результате их всплывания. Длительное пребывание в ковше
может привести к размягчению футеровки ковша, загрязнению стали
экзогенными включениями, а также насыщению стали кислородом через
шлак. Следовательно, необходимо подбирать оптимальные условия для
установления длительности пребывания металла в печи и в ковше.
Высокая степень очищения металла от включений в результате их
всплывания может быть получена при медленной и направленной кри-
сталлизации жидкого металла под шлаком, но и при этом включения
определенной дисперсности остаются в металле. Такой метод очищения
стали используется при зонной плавке [96], переплаве стали электрошла-
ковым способом [97] и дуговом переплаве в вакууме [122, 126]. ?
Как показывают расчеты, выполненные С. И. Сапиро [98], в процес-
се всплывания включений большую роль играют адсорбционные про-
цессы и всплывание будет зависеть также от поверхностной активности
примесей, образующих включения. Адсорбционные процессы проходят на
всех междуфазных границах и сопровождаются уменьшением свободной
энергии на границах шлак — газ, металл — газ, металл — шлак, шлак —
огнеупор, металл — огнеупор, металл — неметаллические частицы (на
границах металла с диспергированными в нем пузырьками, капельками,
кристалликами).
Компоненты шлакового расплава, являющиеся поверхностно актив-
ными на поверхности раздела шлак — газ (Р2О5, SiO2, V2O5, Na2O и др.),
на границе шлак — металл оказываются поверхностно инактивными.
Компоненты шлакового расплава поверхностно инактивные на границе
шлак — газ (AI2O3, MgO, СаО), по-видимому, поверхностно активны на
границе шлак — металл (рис. ПО).
Растворенное вещество только в том случае адсорбируется на по-
верхности раздела фаз, если оно при этом понижает удельную свобод-
ную поверхностную энергию и уменьшает разность полярностей погра-
ничных фаз.
Так, например, кремнезем является поверхностно активным компо-
нентом системы FeO + МпО + SiO2 на границе расплав — газ, т. е. с уве-
личением концентрации SiO2 поверхностное натяжение шлакового рас-
плава в кислой сталеплавильной ванне понижается. На границе шлак —
металл кислой ванны кремнезем оказывается, уже поверхностно инактив-
ным компонентом (адсорбируется отрицательно); концентрация его мо-
лекул на междуфазной поверхности уменьшается, а молекул закиси же-
леза и закиси марганца увеличивается.
202
Адсорбционные процессы на границе неметаллические частицы —
жидкая сталь (рис. 111) отличаются следующими особенностями:
1) на границе неметаллическая капля — расплав металла минимум
свободной энергии окажется при адсорбции на этой границе компонен-
тов капли с наибольшей <7i—2;
2) на границе газовый пузырек — расплав металла минимум сво-
бодной энергии получится при адсорбции компонентов стали с минималь-
ной <71—2 (окислы, фосфиды, сульфиды);
3) на междуфазной поверхности кристаллических тел, диспергиро-
ванных в расплаве металла, адсорбируются компоненты расплава, наи-
более понижающие поверхностное натяжение на границе кристалл —
расплав.
Расплавы стали или шлака являются многокомпонентными систе-
мами. На основе законов адсорбционного замещения адсорбционный по-
тенциал каждого компонента определяется его поверхностной актив-
ностью (——) и концентрацией. Поэтому адсорбционный потенциал ве-
щества, обладающего высокой поверхностной активностью, но содержа-
Рис. ПО. Схема адсорбционных про-
цессов в основной сталеплавильной
банне на границе газ — шлак и
шлак—металл [98]-
Рис. 111. Схема адсорбционных процес-
сов в 'основной сталеплавильной ванне
на междуфазных поверхностях газ — ме-
талл, металл — неметаллическая капля,
металл — твердое тело [98]:
1 — газовый пузырек: 2 — капля; 3 —
кристалл
щегося в расплаве в малых концентрациях, может оказаться ниже, чем
адсорбционный потенциал вещества, имеющего высокую концентрацию.
Например, концентрация кремнезема в шлаке выше концентрации пяти-
окиси фосфора, поэтому адсорбционный потенциал у пятиокиси фосфора
может оказаться ниже, чем у кремнезема, и адсорбция кремнезема будет
выше адсорбции пятиокиси фосфора.
Процессы смачивания и прилипания также относятся к адсорбцион-
ным явлениям.
Обозначим удельную свободную поверхностную энергию:
а) на границе жидкость — газ ожг;
б) на границе жидкость — твердое тело ожт;
в) на границе газ — твердое тело оГт-
При обратимом изотермическом увеличении междуфазной поверхно-
сти твердое тело — жидкость на 1 см2 свободная энергия системы увели-
чится на <7жт Н- Огж и уменьшится на <Тгт* Если (Тгт^'ПжтЦ- <7гЖ, то количе-
ство свободной энергии станет меньше на —dF = [<дгт — (ажт + ожт)] dw,
(1(0
Твердая поверхность будет смачиваться жидкостью, замещающей
соприкасавшийся с твердой поверхностью адсорбированный газ.
203
Аналогично жидкость 2 будет смещать жидкость 1, ранее смачивав-
шую твердую поверхность, если
а1т^(а2т +
где
ffiT — удельная свободная поверхностная энергия на границе жид-
кость 1 — твердое тело;
сг2т— удельная свободная поверхностная энергия на границе жид-
кость 2 — твердое тело;
01-2 — удельная свободная поверхностная энергия на границе жид-
кость 1 — жидкость 2.
При этом убыль свободной энергии составит
— dF = [а1т — (а2т + )] d а>;
=^->0,
d <о
С. И. Сапиро придает большое значение влиянию газовых пузырьков
на удаление жидких включений из ванны прилипанием жидких капель и
кристалликов к пузырькам окиси углерода, так как этот процесс связан
с убылью свободной энергии.
Рассмотрим термодинамику этих явлений.
Обозначим:
01—2 — удельная свободная поверхностная энергия на границе ме-
талл 1 — пузырек 2;
О2-з — то же, на границе пузырек 2 — неметаллическая частица 3;
01—з — то же, на границе металл — металлическая частица.
Самопроизвольность процесса прилипания определяется неравен-
ством
а2—3 < а1—2 + а1-3 •
Так как 01-2 в 2,5—3,5 раза больше, чем 02-3 (шлак — газ), то для
жидких неметаллических частиц уменьшение 02-3 приводит к увеличению
01-з, что и обеспечивает прилипание неметаллических капелек к газовому
пузырьку.
Прилипание твердых неметаллических частиц к газовым пузырькам
происходит лишь при ограниченных значениях <т2-з-
При 02-3 = 1500 эрг/см2 неравенство О2-з<О1-2 + tfi-з становится
невозможным. Поэтому кипение ванны не может флотацией очистить
жидкую сталь от твердых частиц с высокой 01-2 (в данном случае обо-
значена 02-3), превышающей О]_2 жидкой стали.
При раскислении несколькими раскислителями или комплексными
сплавами жидкие продукты раскисления представляют собой многоком-
понентные системы; здесь возможны адсорбционные процессы также и из
неметаллической капли с понижением межфазного натяжения на гра-
нице капелька — сталь и с уменьшением максимальной работы процесса
коалесценции (рис. 111).
Так как размер включений является наиболее существенным усло-
вием, определяющим очищение металла от включений всплыванием, то
важным фактором, способствующим всплыванию, является коалесценция
включений, которая зависит от межфазного натяжения и от агрегатного
состояния включения.
Удаление газообразных включений из металла протекает наиболее
активно вследствие малого удельного веса газовых частиц и их значи-
тельной способности к коалесценции.
204
Включения, образующие в жидкой стали жидкие фазы, т. е. имею-
щие более низкую температуру плавления, чем температура стали, также
легко сливаются при всплывании в более крупные капли. Слияние жид-
ких включений происходит тем легче, чем больше межфазовое натяже-
ние на границе металл — капля.
При процессах коалесценции изменение'свободной энергии равно:
- AF = a • ДЗ.
металл—капля
Очевидно, процессы коалесценции наиболее интенсивно развивают-
ся в тех случаях, когда межфазовое натяжение на границе металл —
капля велико. Но повышение Ометалл-капля для заданной стали связано
с понижением щ-г капли при минимуме адсорбционных процессов на
границе металл — неметаллическая капля.
Углерод, кремний, фосфор, сера являются поверхностно активными
на границе металл—капля и эти элементы понижают межфазовое на-
тяжение.
Часто коалесценция не происходит потому, что на поверхности вклю-
чения возникает адсорбционный слой и может выкристаллизоваться
оболочка.
Опыты, выполненные Л. Л. Куниным [99], показали, что включения,
богатые SiO2, хорошо смачиваются металлом и поэтому трудно удаляют-
ся из металла, а включения, богатые А12О3, типа шпинелей плохо сма-
чиваются металлом и поэтому быстрее удаляются из металла.
В шлаках с закисью железа SiO2, TiO2, Р2О5 понижают поверхност-
ное натяжение, а А12О3 повышает.
Поверхностное натяжение натровых стекол состава, % (мол.) 1,40
Na2O, 0,96 СаО, 6.00 SiO2 равно 304 эрг!см2, оно понижается от доба-
вок V2Og, РЬО, В2О3, ТЮ2 и повышается от добавок SiO2, CaF2,
Мп2О3, СаО, Fe2O3, А12О3, MgO, СеО2, ZrO2 и др. [98]. Сильнее других
бкислов повышает поверхностное натяжение расплавленного стекла
двуокись циркония, но 0,03 ZrO2 все же повышают поверхностное на-
тяжение расплава только на 16 эрг!см2, между тем как 0,015% (мол.)
V20g понижают поверхностное натяжение этого же расплава на
71 эрг! см2.
В расплавах FeO + А12О3 и FeO + Р2О5 добавка 5% (мол.) гли-
нозема повышает поверхностное натяжение расплава FeO + А12О3 на
19 эрг/см2, а 5% (мол.) пятиокиси фосфора понижают поверхностное
натяжение расплава FeO + Р2О5 на 170 эрг!см2.
В шлаках основных сталеплавильных печей закись железа и закись
марганца уменьшают поверхностное натяжение расплава, но меньше,
чем кремнезем. Известь повышает поверхностное натяжение расплава.
На основе проведенных измерений можно принять, что поверхностное
натяжение расплавов кислых силикатов (стекла) и шлаков кислых
сталеплавильных печей находится в пределах 300—400 эрг!см2, а по-
верхностное натяжение шлаков основных сталеплавильных печей — в
пределах 400—550 эрг!см2.
По данным измерений, проведенных многими исследователями,
поверхностное натяжение расплава чугуна 900—1200 эрг/см2 и стали
1400—1500 эрг/сж2; при этом у чугуна, стали и медных сплавов поверх-
d& 1______________________________________________9
костное натяжение растет с температурой, т. е. ----- >0 (обычно
dT
d& I Г)
—^<0).
di
По данным М. В. Охотина и И. Г. Бажбук-Меликовой [100], поверх-
ностное натяжение силикатных промышленных стекол линейно умень-
14 М. И. Виноград 205
шается с повышением температуры, а введение MgO от 1—5% вместо
SiO2 вызывает увеличение поверхностного натяжения.
П. В. Гельд и др. {101] в работе по определению поверхностного
натяжения железокремнистых сплавов указывают, что при образовании
в шлаковой фазе моноокиси кремния (SiO) резко снижается межфазо-
вое натяжение. Авторы считают, что поскольку чистая окись кремния
является «высокотемпературным» химическим соединением, разлагаю-
щимся при температурах ниже примерно 1500° С на кремний и кремне-
зем, постольку систему Si — SiO2 можно рассматривать как расслаи-
вающуюся.
Авторы приводят следующие данные величины поверхностного на-
тяжения в зависимости от содержания кремния:
Концентрация кремния, % (вес.)...... 0 4 10 15
Поверхностное натяжение эрг/см? . . 1200 981 855,878 815,775
В работе Ш. М. Микиашвили, Л. М. Цылева и А. М. Самарина [102]
указано, что поверхностное натяжение технически чистого железа при
1500—1595°С равно 1306—1310 дин!см. Межфазное натяжение на гра-
нице раздела жидкое железо — расплав системы МпО—SiO2—А120з
составляет 800—1160 дин!см. Повышение в шлаковом расплаве содер-
жания SiO2 повышает межфазное натяжение на границе железо —шлак.
Если в металле много кремния, то кремнекислородные ионы могут не
отталкиваться, а притягиваться на границе шлак — металл. Межфазное
натяжение металла и системы SiO2—А12О3—МпО велико и приближается
к значениям поверхностного натяжения железа; это объясняется малой
растворимостью окислов в железе. Минимальную вязкость (4—5 пуаз)
эта шлаковая система имеет при содержании 30% SiO2 и отношении
МпО : А12О3, равном 1:8. Добавка глинозема понижает поверхностное
натяжение расплава, при постоянном содержании МпО повышаем его.
В работе С. И. Попеля и О. А. Есина [103] исследовалось поверх-
ностное натяжение систем: FeO, Fe2O3, SiO2, МпО, CaO.
Авторы показали, что окисел Fe2O3 — поверхностно активный ком-
понент в системе FeO—Fe2O3. Ими было подтверждено понижение по-
верхностного натяжения в системах МпО—SiO2 и FeO—SiO2 по мере ро-
ста концентрации кремнезема и установлено, что замена FeO на СаО
в системе FeO—СаО—SiO2 не меняет существенно поверхностного на-
тяжения.
С. И. Попель, исследуя поверхностное натяжение сталеплавильных
шлаков [106], установил, что энергии связи кислорода с катионами ме-
талла близки между собой в окислах: СаО, MgO, А12О3, FeO, МпО. В
TiO2 они меньше примерно на 12%, в SiO2 на 15%, а в Р2О5, Na2O при-
мерно на 40%. Сопоставление величины энергии связи окислов с влиянием
компонентов на поверхностное натяжение расплава (рис. 112) показы-
вает зависимость между ними, а именно: чем меньше энергия связи
Me—О, тем сильнее данный компонент понижает поверхностное натя-
жение исходного расплава. В работе было установлено, что поверхност-
ное натяжение мартеновских шлаков при 1350° С составляет 410—
475 эрг]см2. С повышением температуры на 100°С поверхностное натя-
жение убывает на 20—25 эрг/см2. В синтетическом сплаве СаО—FeO—
SiO2—Fe2O3 окись натрия, пятиокись фосфора и плавиковый шпат об-
ладают высокой поверхностной активностью. Поверхностная активность
двуокиси кремния и двуокиси титана ниже, закись марганца почти не
влияет на поверхностное натяжение.
206
Изложенные материалы позволяют сделать некоторые обобщения
относительно условий, облегчающих удаление из стали включений всплы-
ванием, в дополнение к рассмотренному выше влиянию размеров вклю-
чений. Такими условиями являются интенсивная коалесценция включе-
ний и минимальное смачивание их металлом.
Всплывание жидких и твердых включений происходит тем интенсив-
нее, чем выше значение межфазового натяжения металл — включение,
так как в этом случае смачивание включений металлом будет мини-
мальным.
Коалесценция, имеющая основное значение для жидких (и газовых)
включений, будет происходить тем интенсивнее, чем выше значения
межфазового натяжения «металл — включение», так как в этом случае
уменьшение свободной энергии будет наибольшим.
Как указывает выше С. И. Сапиро, при заданном поверхностном на-
тяжении стали межфазовое натяжение металл—включение будет тем
больше, чем больше поверхностное натяжение включения. На этом ос-
новании, а также на основании данных замеров межфазового натяже-
Рис. 112. Влияние отдельных компонентов на поверхностное
натяжение шлака, содержащего 27% СаО, 36% FeO, 6°/о
Fe2O3, 31% SiO2 при 1350° С [106];
1 — 2МпО • SiO2; 2 — TiO2; 3 — SiO2; 4 — NaO; 5 — CaF; 6 — P2O's
ния, можно указать примерное направление влияния различных доба-
вок на значение межфазового поверхностного натяжения металл —
включение. На основании данных ряда работ по определению поверх-
ностного натяжения расплавов окислов или межфазового натяжения
расплавов окислов и металла можно некоторые наиболее часто встреча-
ющиеся в жидком раскисленном металле включения расположить в
следующий весьма ориентировочный ряд (по понижению межфазового
натяжения):
Корунд (А12О3)
Шпинель железная (РеО-АЬОз)
Шпинель магнезиальная (MgO • AI2O3)
14*
207
Алюмосиликаты, мулит и др.
Окислы титана
Кварц
Кварцевое стекло
Силикаты железа
Стекла, содержащие окислы железа
Стекла, содержащие окислы железа и марганца
Стекла, содержащие окислы фосфора, бора, свинца
Сульфиды марганца
Сульфиды железа
Приведенный ряд является сугубо ориентировочным и должен быть
исправлен и дополнен исследовательскими работами по определению
межфазового натяжения металл — включение.
Значения межфазового натяжения с повышением раскисленное™
металла будут повышаться.
Для удаления включений очень важно перевести их в жидкое со-
стояние. Однако следует при этом учитывать наряду с плотностью вклю-
чений и значения межфазового натяжения.
Рассмотренные условия всплывания включений позволяют подроб-
нее рассмотреть процессы удаления включений при выплавке и разливке
стали. Практически при выплавке стали длительность пребывания ме-
талла в жидком состоянии составляет от 2 до 8 час. в электродуговых
печах и от 6 до 12 час. в мартеновских печах различной емкости.
Этот общий период можно разделить на несколько этапов, в каж-
дом из которых по-разному протекают процессы образования и удале-
ния включений.
В период расплавления и кипа образуются окислы железа, фосфора,
кремния (также хрома, если он присутствует в металле) и других эле-
ментов. В этот период в шлак в основном всплывают легкоплавкие си-
ликаты железа. При наличии в завалке руды процесс идет с интенсив-
ным образованием легкоплавких окислов железа и фосфора и других
примесей, легко коалесцирующих. Процесс кипения с образованием га-
зовых продуктов окисления способствует коалесценции и всплыванию
в основном жидких частиц. В случае если расплавление происходит без
окисления рудой или кислородом, количество включений не умень-
шается.
В период раскисления продолжается процесс всплывания включе-
ний, характер которых зависит от применяемых раскислителей. Лучшим
раскислителем, дающим газообразные продукты раскисления, является
углерод. Марганец также дает жидкие легко коалесцирующие продук-
ты раскисления. Кремний при значительном окислении ванны образует
хорошо коалесцирующие включения, а при малой окисленности может
образовать SiO или стекла, удаление которых затруднительно. Алюми-
ний образует мелкие твердые кристаллы корунда, для всплывания кото-
рых требуется некоторое время.
В период выпуска включения удаляются всплыванием, но это очи-
щение металла имеет меньшее значение по сравнению с загрязнением
при выпуске за счет контакта с воздухом, перемешивания со шлаком и
размывания футеровок.
Период выдержки в ковше перед разливкой и во время разливки
приводит к резкому снижению количества крупных включений благода-
ря их всплыванию, но вследствие размягчения и разъедания футеровки
ковша металл может дополнительно загрязняться крупными включени-
ями огнеупоров.
208
Период заполнения металлом изложниц приводит к окислению струи
металла и повышению содержания азота в металле, а следовательно, к
обогащению металла включениями окислов кремния, титана, железа,
марганца, алюминия и нитридами (в случае наличия нитридообразу-
ющих элементов). Кроме того, при наполнении изложниц в металл по-
падают загрязнения от огнеупоров (ковш, воронка, центровая, сифон-
ная проводка и др.). Следовательно, в этот период количество включе-
ний увеличивается.
В период кристаллизации больших слитков в жидком металле
уменьшается количество включений благодаря их коалесценции и
всплыванию. Одновременно идут процессы образования и роста вклю-
чений, возникающих вследствие понижения растворимости примесей в
жидком и твердом металле.
В результате ликвационных явлений (дендритная и зональная лик-
вация) создается неравномерное распределение включений в твердой
стали.
ГЛАВА 14
ПУТИ ПОВЫШЕНИЯ чистоты
СТАЛИ И СПЛАВОВ
Необходимость получения стали повышенной чистоты и с более вы-
сокими свойствами привела к разработке новых методов выплавки
стали.
Одним из эффективных способов улучшения качества стали и спла-
вов является выплавка металла с применением вакуума [118—129]. При
этом повышение стоимости стали оправдывается в ряде случаев улуч-
шением технологических или эксплуатационных свойств.
Известны два способа получения стали в вакууме. Первый спо-
соб— выплавка стали в вакуумных индукционных печах в тиглях высо-
кой стойкости [119, 121]. Лучшие результаты получаются в тиглях из
плавленого магнезита (табл. 94).
Таблица 94
СРЕДНЕЕ СОДЕРЖАНИЕ ГАЗОВ В МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ, ПОЛУЧЕННЫХ
ИНДУКЦИОННОЙ ВАКУУМНОЙ ПЛАВКОЙ [7/S]
Материалы Содержание, % Материалы Содержание, %
О2 n2 О2 n2
Сталь Е 0,010 0,0004 Сплав ХЭЛМО .... 0,0003 0,0005
Сталь 52100 0,0005 0,0003 Нержавеющая сталь
Сталь 52100 0,0002 0,0003 304 0,0022 0,007*
Сталь 6150 0,0004 0,0004 Нержавеющая сталь
Сталь 8617 0,0010 0,0004 403 0,0020 0,005*
Сплав инвар 0,0012 0,0001 Сплав А-286 0,0003 0,005*
Сплав нимоник-3 . . . 0,0020 0,0004
Сплав уаспаллон . . . 0,0012 0,0120*
* Анализ выполнен по Ксельдалю.
Существенное улучшение качества стали и сплавов (особенно с
низким содержанием углерода) может быть получено выплавкой в ду-
говых вакуумных печах вакуумным переплавом электродов требуемого
состава [120, 122, 123]. В табл. 95 приведены результаты переплава ста-
ли 4340 в дуговой вакуумной печи [122].
В табл. 96 рассматриваются (результаты плавки металла в вакууме
и на воздухе по данным А. Аксоя [120]. Приведенные данные свидетель-
ствуют о значительном улучшении свойств и повышении чистоты ваку-
умного металла. Особенно высокие свойства получаются при вакуумной
индукционной плавке с последующим переплавом полученного электро-
да в дуговой вакуумной печи.
210
Более простым, но также эффек-
тивным способом очищения металла
от крупных включений является вы-
плавка металла методом электро-
шлакового переплава электродов,
разработанным Институтом элек-
тросварки им. Патона АН УССР
[97]. При этом способе электрод
требуемого состава оплавляется,
причем жидкий металл проходит
через шлак и кристаллизуется в
водоохлаждаемом кристаллизатор
ре. Шлаки составляются таким об-
разом, чтобы более полно удалить
кремнеземистые и другие включе-
ния из стали. Шлак в основном со-
стоит из плавикового шпата и гли-
нозема.
Но и при выплавке в электроду-
говых основных печах могут быть
выполнены многие мероприятия по
повышению чистоты и качества ста-
ли. При этом надо иметь в виду, что
иногда сталь с значительным коли-
чеством определенного типа включе-
ний обладает лучшими пластически-
ми свойствами при высоких темпе-
ратурах, чем сталь с меньшим ко-
личеством включений, если послед-
ние относятся к включениям неже-
лательного типа (стекла и пленки).
Благоприятными условиями для по-
лучения чистой стали в основных пе-
чах считаются следующие:
а) хорошее состояние футеров-
ки печи;
б) проведение рудного или кис-
лородного кипа и скачивание шлака;
в) предварительное раскисле-
ний марганцем или другими комп-
лексными раскислителями, образую-
щими легкоплавкие включения;
г) проведение процесса раскис-
ления металла с помощью карбид-
ного шлака и шлака с высокой ос-
новностью (для раскисления и де-
сульфурации металла);
д) выпуск под белым жидко-
подвижным шлаком с оптимальной
основностью и оптимальной темпе-
ратурой;
е) соблюдение заданного тем-
пературного режима плавки и раз-
ливки;
1Л
Я
я
ч
\о
С5
211
Таблица 96
СРАВНЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ ПЛАВКИ МЕТАЛЛА В ВАКУУМЕ И НА ВОЗДУХЕ [120]
Характеристика плавки Параметры плавки Свойства готового металла
температура °C давление продолжи* тельность способность к горячей обра- ботке содержание —4 газа, %• 1 0 чистота ч сегрегация улучшение механич ес- ких свойств, %
На воздухе 1370—1700 1 атм 2—3 часа Плохая или средняя* 4—20 Н3 10—150 О3 30—500 N3 Удовлетво- рительная Нормаль- ная Неизмен- ные
Дегазация в вакууме 1370—1700 Плавка 1 атм. Дегазация 0,5—10 мин. 0,5—4 часа (для 40—50 стали) Средняя или хорошая 1-4 Н3 10—60 О3 40—120 N3 Удовлетво- рительная или чистая Нормаль- ная 5-50
В вакуумных индукционных печах 1370—1700 1—100 мк 1—5 час. Хорошая <1,0 Н3 4—10 О2 3—50 N3 Очень чистая Нормаль- ная 20—200
Переплав в вакуумных дуговых печах: электрод из стали, выплавленной на воз- духе электрод из стали, выплавленной в ваку- уме 1370—1705 5—500 мк 15—30 мин. Хорошая 1-2 Н3 6—30 О3 40—100 N3 Чистая Относи- тельно свободная 10—100
Очень хоро- шая <1,0 Н3 1-5 О3 2—20 N3 Исключи- тельно чистая Относи- тельно свободная 30—300
ж) окончательное раскисление алюминием (лучше в изложнице,
хуже в печи или в ковше);
з) применение высококачественных огнеупоров для печи, желоба,
ковша и разливочных устройств;
и) выдержка металла :в ковше, обеспечивающая всплывание более
крупных включений.
Для получения стали с высокой пластичностью, особенно при высо-
ких температурах, можно рекомендовать другие дополнительные рас-
кислители, а именно: титан, который следует вводить в металл с пред-
варительным удалением шлака, содержащего кремнезем; металличе-
ский кальций или оиликокальций в металлическую ванну; бор в очень
небольших количествах, магний и др. Введение этих раскислителей
иногда повышает загрязненность металла включениями, но резко улуч-
шает его пластичность при высоких и комнатных температурах вследст-
вие изменения характера включений в металле.
Понижение содержания сульфидных включений в стали достигает-
ся хорошо разработанными способами проведения плавок основным
процессом.
Снижение содержания серы затрудняется лишь при кислом процес-
се. Хорошие результаты по снижению содержания серы в металле по-
лучены при использовании метода, предложенного А. С. Точинским
[см. 130] и Перреном [131]. Способ заключается в том, что металл обра-
батывают в ковше синтетическим шлаком, состоящим из извести и гли-
нозема. Как показали опыты, проведенные С. Г. Воиновым и др. [132],
содержание серы при этом может быть снижено до -<0,005%. Получе-
ние отдельных образцов металла с низким содержанием серы и других
растворимых примесей может быть достигнуто также методом постепен-
ного вымораживания — зонной плавкой [96].
Эффективных методов по снижению содержания азота в стали за
исключением метода вакуумирования не разработано. Азот в стали мо-
жет быть в форме нитридов и в твердом растворе. Наиболее полное из-
влечение азота из твердого раствора с образованием нитридов может
быть осуществлено введением титана или циркония. Уменьшение со-
держания нитридов титана или циркония достигается путем создания
условий для их всплывания.
Некоторые практические мероприятия по улучшению качества ста-
лей и сплавов рассмотрены в предшествующих главах книги.
ЛИТЕРАТУРА
1. Ю. Т. Лукашевич-Дуванова. Шлаковые включения в железе и стали. Ме-
таллургиздат, 1952.
2. А. Н. Червяков, С. А. Киселева и А. Г. Р ы л ь н и к о в а. Металлографиче-
ское определение включений в стали. Металлургиздат, 1962.
3. К. Беиедикс и X. Лефквист. Неметаллические включения в железе и стали.
ОНТИ, 1935.
4. Bayertz Mary. Nonmetallic Inclusions in Steel. Cleveland Ohio, (ASM), 1947.
5. Ю. А. К л я ч к о, А. Г. Атласов, М. М. Ш а пиро. Анализ газов и включений
в стали. Металлургиздат, 1953.
6. J. Н. G. М о п у р е п п у. Metal Progress, 1944, v. 45, № 4.
7. М. И. Виноград. Неметаллические включения в шарикоподшипниковой стали.
ч Металлургиздат, 1954.
81 Ю. С. Соловьев. Неметаллические включения в сталях. Металлургиздат, 1940.
9. Ю. С. Соловьев. Сталь, 1944, № 3—4, стр. 90—96.
10. Д. С. Белянкин, Б. В. Иванов, В. В. Лапин. Петрография технического
камня. АН СССР, 1952.
11. Н. Bell. Iron and Steel, 1955, 28, № 1, p. 8—10.
12. В. И. Шевченко, Е. Н. Алпатов. Заводская лаборатория, 1959, № 4,
стр. 442—444.
13. Н. В. Королев. Эмиссионный микроспектральный анализ. Изд. филиала
ВИНИТИ, 1959.
14. В. И. Яройский. Газы и включения в стальном слитке. Металлургиздат, 1955.
15. Герти, Джекобе и др. Включения в стали. Металлургиздат, 1933.
16. A. U. Seyboldt. J. Metals, 6, 1954, р. 641—644.
17. И. И. Китайгородский. Стекло и стекловарение. Промстройиздат, 1950.
18. Б. Б. Гуляев и Н. В. Попова. Известия Высших учебных заведений, 1958,
№ 5, стр. 29—32.
19. Т. Rosenquist and В. L. D u n i с z. J. of Metals, 1952, 4, р. 604—668.
20. А. К е h and' L. Van V 1 a c k. J. of Metals, 1956, 8, № 8, sec. 2, p. 950—958 .
21. A. H. Морозов. Водород и азот в стали. Металлургиздат, 1950.
22. М. И. В и н о г р а д, Г. С. Черняк, Т. Г. Пегов а. Сталь, Сб. статей. Металлург-
издат, 1961, стр 455—461.
23. С. Л. К е й з и К. Р. В а и-Г о р н. Алюминий в чугуне и стали. Металлургиздат, 1958.
24. М. И. Виноград и Н. К. Соколова. Сталь, 1950, № 7, стр. 617—626.
25. М. И. Виноград. Заводская лаборатория, 1951, № 11, стр. 1329—1343.
26. Н. К. Лебедева и М. И. Виноград. Заводская лаборатория, 1953, № 8,
стр. 917—924.
27. С. А Салтыков. Стереометрическая металлография. Металлургиздат, 1958.
28. Н. К. Лебедева. Применение статистических методов к исследованию качества
металла по неметаллическим включениям. Автореф. диссертации на соискание:
ученой степени канд. техн. наук. Изд. МАИ, 1950.
29. С. Д. Брик. Бюлл. ЦИИН ЧМ, 1959, № 13, стр. 26—35.
30. А. Р а 11 a z i е. Revue de Metallurgie, 1950, № 12, р. 907—929.
31. В. R i n m а п, H. S c h e r m a n, B. Scher man. Jernkonrtorets Annaler, 1936, №5,
199—226.
32. M. С. Аронович и И. M. Любарский. Определение общего количества не-
металлических включений в стали микроскопическим путем. Металлург, 1936,
№ 9.
33. D i е г g а г t е n. Archiv f. d. Eisenhiittenwesen, 1936, № 5.
34. M. И. Виноград, А. С. Каплан, Е. А. Терентьев. Стандартизация, 1960,
№ 8, стр. 26—30.
35. F. Eugene. Revue de Metallurgie, 1949, 46, № 4, p. 193—209.
36. 3. M. Калинина. Сталь, 1957, № 3, стр. 261—263.
37. Ю. И. Ващенко и Р. И. Чемеринская. Сталь, 1957, № 12, стр. 1119.
214 4
38. И. В. Самолов. Сталь, 1958, № 3, стр. 244—245.
39. Г. С. Черняк и М. И. Виноград. Сталь, 1958, № 10, стр. 946—947.
40. М. И. В и н о гр а д, Г. С, Черняк иН.Д. Орехов, Сталь, 1957, № 6,
стр. 560—562.
41. А. С. Шейн. Исследование металлургических дефектов магнитным и металлогра-
фическими методами. Подшипник, 1952, № 2.
42. Г. С. Черня к. Методика контроля стали на пораженность волосовинами. Стан-
дартизация, 1956, № 5.
43. Е. Г. Федор инов а, Г. С. Черняк, И. Н. Быстрйкова, М. И. Вино-
град. Сталь, 1960, № 1, стр. 77—79.
44. Р. Klinger und W. Koch. Beitrage zur metallkundlichen Analyse, 1949, Stahlei-
sen, Dusseldorf.
45. И. И. Аншелес. Труды Московского института стали. Сб. XXXI. 1953, стр. 60—78.
46. В. А. Мчедлишвили. Заводская лаборатория, 1958, № 10, стр. 1171—1177.
47. Г. И. Баталин, А. Л. Розенфельд. Труды Института черной металлургии АН
УССР, Киев, 1955, т. 9, вып. 2, стр. 93—102.
48. М. И. Цех а некий, Н. И. Шишкина, К. Б. Хуснояров. Заводская лабора-
тория, 1957, № 12, стр. 1440.
49. F. В. Pickering. J. Iron and Steel Inst., 1958, 189, № 2, p. 148—159.
50. В. А. Мчедлишвили, A. M. Сам арин. Сб. «Физико-химические основы про-
изводства стали». АН СССР, 1957, стр. 602—632.
51. К. W. Andrews and Н. Hughes. Iron and Steel, 1958, 31, № 2, p. 43—50.
52. R. M. Gleister. J. Iron and Steel Inst., 1957, v. 185, part 1, p. 103—104.
53. M. Ф. Лонгинов и H. A. E p м а н о в и ч. Заводская лаборатория, 1959, № 5,
стр. 571—573.
54. М. S i с h a. Freiberger Forschungsh., 1958, 13, № 26, S. 46—61.
55. А. Г. Рыльникова. Сб. трудов ЦНИИЧМ, вып. 19. Металлургиздат, 1960,
стр. 228—234.
56. L. S. Darken, R. W. Gurry. J. Amer. Chem. Soc. 1945, v. 67, p. 1398.
57. F. W e v e r, W. A. Fischer u. H. Engelbrecht. Stahl und Eisen, 74, 1954,
S. 1521—1526.
58. J. A. Kitchener, J. О. В о c h r i s, M. G I e i s e r a. J. W. Ewans. Aota — Me-
tallurgica 1, 1953, p. 93—101.
59. Sifferlen. C. r. Acad. Sci. 1957, 224, № 9, p. 1192—1193.
60. О. Кубашевский и Э. Эванс. Термохимия в металлургии. ИЛ, 1954.
61. А. М. Самарин. Кислород в сплавах железа (лекция, прочитанная на V конфе-
ренции по физико-химическим основам производства стали), Институт метал-
лургии. Изд. АН СССР, 1959.
62. Б. В. Некрасов. Курс общей химии. Госхимиздат, 1954.
63. П. В. Гельд. ДАН, 1948, т. 61, № 3, стр. 495—498.
64. П. В. Гельд. ДАН, 1947, т. 58, № 3, стр. 435—437.
65. Л. И. Корякин и И. С. К айн а рек ий. ДАН, 1952, т. 86, № 3, стр. 617.
66. С. Т. Ростовцев. Теория металлургических процессов. Металлургиздат, 1956,
стр. ,104—105.
67. П. В. Гельд и О. А. Есин. ДАН, 1950, т. 70, № 3, стр. 473—475.
68. О. А. Есин, Л. К. Гаврилов и Б. М. Лепешинских. ДАН, 1953, т. 86,
№ 4, стр. 713.
69. С. A. Z а р f f е and С. Е. Sims. Trans. Amer. Inst, of Mining and Metallurgical
Engineers, 1943, v. 154, p. 192—1227.
70. N. A. Gocken, J. Chipman. J. of Metals, 1952, 4 (2), p. 171—181.
71. Ф. Д. Ричардсон. Проблемы1 современной металлургии, 1959, № 1, стр. 3—25.
72. Д. Б. Буки, Ф. Д. Ричардсон, А. Велч. Проблемы современной металлур-
гии, 1953, № 3, стр. 18—31.
73. Н. П. Левенец и А. М. Сам&рин. Сб. «Физико-химические основы производ-
ства стали». Изд. АН СССР, 1957, стр. 226—244.
74. Э. Т. Турк доган, В. Р. Мез док с. Проблемы, современной металлургии,
1953, № 5, стр. 3—33.
75. В. А. Мчедлишвили и А. М. Самарин. Изучение раскисления стали сили-
комарганцем. Изд. АН СССР, 1953.
76. Э. Л. Эванс, Г. А. Слом ей. Проблемы современной металлургии, 1953, № 4,
стр. 43—52.
77. В. Кох. Проблемы современной металлургии, 1953, № 4, стр. 59—72.
78. И. А. Гокен и Дж. Чимпен. Проблемы современной металлургии, 1953, № 5,
стр. 34—45.
79. С. С. Me. Bride, J. W. Spretnak u. R. Speiser. Trans. Amer. Soc. Met., 1954,
46, p. 499—520.
80. Улучшение стали присадкой редкоземельных элементов. Сталь, 1953, № 10,
стр. 954.
215
81. H. Evans, «Rare-Earths in Metallurgy». Metal Industry, 1954, v. 85, № 18,
p. 365—368.
82. J. V. Russel. J. Metals, 1954, 6(4), p. 438—442.
83. Howard O. Beaver. Metal Progress. 1954, v. 66, № 4, p. 115—'1'19.
84. Редкоземельные элементы в производстве нержавеющей стали. Химия, реф. жур-
нал, 1955, № 4, стр. 259.
85. Thomas. Circ. inform, techn. Centre documsider, 1957, 14, Ks 11, p. 2250—2357.
86. Редкоземельные элементы в сталях и сплав'Э1Х. Металлургиздат, 1959.
87. Я. Е. Гольдштейн. Микролегирование стали и чупуна. Мащгиз, 19591.
88. М. В. Придввцев и Г. В. Эстулин. Сталь, 1957, № 7, стр'. 636—641.
89. Д. С. Белянкин и В. В. Лапин. О кварце в минералогическом составе не-
металлических включений в стали. Сталь, 1944, № 9—10.
90. Е. Г. Ш вид ко В с кий. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов.
Гостехиздат, 1955.
91. Справочник химика. Госхимиздат, 1954.
92. 3. М. Туровцева и Л. Л. Кунин. Анализ газов в металлах. Изд. АН СССР,
1959.
93. Handbook of Chemistry and Physics, ed. 37, 1955.
94. О. Кубашевский и Б. Гопкинс. Окисление металлов и сплавов. ИЛ, 1965.
95. В. С. Чиркин. Теплофизические свойства материалов. Физматиздат, 1959.
96. В. Пфанн. Зонная плавка (перев. с англ.), Металлургиздат, 1960.
97. Б. Е. Патон, Б. И. Медовар, Ю. В. Латаш. Труды НТО черной металлур-
гии, 1957, т. XVIII, стр. 623—628.
98. С. И. С а п и р о. Сталь, 1946, № 7—8, стр. 449—459.
99. Л. Л. Кунин. Поверхностные явления в металлах. Металлурпиздат, 1955.
100. М. В. О хотин и И. Г. Б а ж б v к-М е л и к о в а. ЖПХ, 1953, т. XXVI, вып. 12,
стр. 1320—1322.
101. П. В. Г е л ь д, Н. В. 3 а и м ск и х, Н. Н. С е р е б р е н н и к о в и Ю. П. Ники-
тин. ЖПХ, 1952, т. XXV, № 7, стр. 687—695.
102. Т. М. Мик и а ш в и ли, Л. М. Цы лев и А. М. Самарин. Сб. «Физико-хими-
ческие основы производства стали. Изд. АН СССР, 1957, стр. 423—432.
103. С. И. Попе ль и О. А. Есин. Сб. «Физико-химические основы производства ста-
ли». Изд. АН СССР, 1957, стр. 495—505.
104. А. А. Байков. Избранные труды. Металлургиздат, 1961, стр. 185.
105. А. Я. Храпов и В. П. Чернобровкин. Известия Высших учебных заве-
дений, 1958, № 4, стр. 69—74.
106. С. И. Попе ль. Известия Высших учебных заведений, 1958, № 4, стр. 61—67.
107. Б. В. Молотилов, И. Н. Голиков. Металловедение и) термическая обра-
ботка металлов, 1961, № 8, стр. 46—51.
108. Д. Д. Саратовкин. Дендритная кристаллизация. Металлургиздат, 1957.
109. И. Н. Голиков. Дендритная ликвация в стали. Металлургиздат, 1958.
НО. Ing. Vladimir Koslelev. Hutnicke listy, 1958, 113, № 4, s. 299—308.
111. Производство стали в основной мартеновской печи, (перев. с англ.) под ред.
М. Н. Королева. Металлургиздат, 1959, стр. 506.
1112. Б. Б. Гуляев. Затвердевание и неоднородность стали. Металлургиздат, 1950.
113. A. Kohn. Revue de Metallurgie, Г958, 55, № 3, p. 265—274.
114. Д. К. Бутаков. Физика металлов и металловедение, 1957, 5, № 1, стр. 154—160.
115. 3. М. Калинина. Дефекты, высококачественной стали. Металлургиздат, 1960.
116. Э. Гудремон. Специальные стали, т. II. Металлургиздат, 1959.
1117. Пелке, Эллиот. Проблемы современной металлургии, 1960, №3, стр. 25—33.
118. А. М. Самарин, А. Ю. Поляков, Л. М. Новик, Г. А. Г а р н ы к. Примене-
ние вакуума в сталеплавильных процессах. Металлургиздат, 1957.
119. А. Аксой. Вакуумная металлургия. (Перев. с англ.) ИЛ, 1959, стр. 53—69.
120. А. Аксой. Вакуумная металлургия. (Перев' с англ.) ИЛ, 1959, стр. 199—212.
121. У. Джонс. Вакуумная металлургия. (Перев с англ.) ИЛ, 1959, стр. 123—134.
122. Дж. Джонстон. Вакуумная металлургия. (Перев. с англ.) ИЛ, 1959'.
123. И. В. Полин и Э. М. Серебрийский. Выплавка аустенитной нержавеющей
стали в вакуумных дуговых печах. Сб. «Металлургия». Судпромгиз, 1958.
124. Werner Scheibe. Z. Metallkunde, 1957, 48, № 3, S. 91—100.
125. Iron Age, 1954, 174, № 124, p. 93—94. ...
126. Б. В. Линчевский, А. А. Вертман, Применение вакуума в производстве
стали. Металлургиздат, 1960.
127. Н. S. Ja Rezea u. SAE, 1957, 65, № 10, p. 67—71.
128. Karl Bungardt und Heribert Sychrovsky. Stahl und Eisen, 1956,
76, № 16, S. 1040—1049.
129. А. В. Емяшев и др. Авиационная промышленность, 1960, № 1. стр. 52—54.
130. Е. В. Костюченко. О методе оздоровления металла на физике- и коллоидхи-
мической основе. ГОНТИ, Харьков, 1935.
131. J.-of Metals, 1957, 9, № 12, р. 1517—1520.
216
132. С. Г. Воинов, А. Н. К о р н е е н к о в, А. К. Петров, Я. М. Бокшицкий,
А. И. Маркелов, А. Г. Шалимов, Л. Ф. Косой, О. М. Че хомов и
Г. А. Хасин. Сталь, 1960, № 7, стр. 611—618.
133. A. S a u v е и г. Trans. Amer. Soc. for Steel Treating. 1930, v. 17, p. 410—448.
134. H. Ihrig. Iron Age, 1944, v. 153, № 16, p. 86.
135. Бюлл. ЦИЙН ММП. Испытание стали методом горячего скручивания, 1947,
22, стр. 13—21.
136. М. И. Зуев, В. С. Култыгин, М. И. Виноград, А. В. Остапенко,
М. А Любинская, М. Я. Дзугутов. Пластичность стали при высоких
температурах. Металлургиздат, 1954.
137. А. Р о г t е v i п. Metal Progress, 1940, v. 38, № 1, 70—71.
138. G. P. Contractor and W. A. Morgan. Metal Treatment and Drop Forging,
1959, v. 26, № 161, p. 43—49.
139. И. M. Павлов Теория прокатки. Металлургиздат, 1950, стр. 567.
140. И. М. Павлов, А. В. К р у п и и. Научные доклады высшей школы. Металлур-
гия, 1959, № 2, стр. 150.
141. Н. N. Cummings, F. В. Stulen and W. С. Schulte. Trans. Amer. Soc. Me-
tals, 1957, 49, p. 482—516.
142. Мортон К. Смит. Основы физики металлов. Металлургиздат, 1959.
143. D. Schulze. J. of the Soc. of Glass Technology, v. 42, № 209, 1958, p. 736.
144. H. С. Алферова. Сталь, 1960, № 2, стр. 144—148.
145. Д. К. Бутаков. Сб «Физико-химические основы производства стали». АП
СССР, 1957, стр. 718—725.
146. A. A. Ann ей. Труды совещания по строению стекла в 1953 г. Изд. АН СССР,
1955, стр. 306—310.
147. И. С. К ай парс кий и Э. В. Дегтярева. Кристаллизация кварцевого стекла.
ДАН, новая серия, Г953, т. XCI, № 2.
148. Г. А. Беркман, В. А. Медведев. Труды Государственного института при-
кладной химии, 1959, вып. 42, стр. 158—172.
149. А. А. Аппен. Труды совещания по строению стекла в 1953 г. Изд. АН СССР,
1955, стр. 96—106.
150. В. Т. Славянский. Труды совещания по строению стекла в 1953 г. Изд. АН
СССР, .1955, стр. 251—255.
151. A. A. Ann ей. ЖПХ, 1952, № 12, стр. 1241—1248. .
132. Л. И. Демкина. Труды совещания по строению стекла в 1953 г. Изд. АН
СССР, 1955, стр. 105—119.
153. А. А. Аппен и С. С. Каялова. ЖПХ, 1953, т. 26, № 11, стр. 1127—1132.
154. А. А. Аппен. ЖПХ, 1953, гг. 26, № 6, стр. 569—578.
155. А. А. Аппен. ЖПХ, 1953, т. 26, № 1, стр. 9—17.
156. П. П. Будников, А. С. Бережной, И. А. Булавин, Б. М. Г р и с с и к,
Г.. В. К укол ев, Д. Н. П о л у б о я р и и о в. Технология керамики и огнеупо-
ров, Промстройиздат, 1955.
157. В. Э й т е л ь. Физическая химия силикатов, под ред. Белянкина, ОНТИ, Л., 1936.
158. С. Герти. Физико-химические процессы раскисления стали. Госметаллургиздат,
1934.
159. М. Gensamer, Е. Р е а г s о 11, W. Р е 11 i п i., J. Low, TASM, 30, 983, 1942.
160. П. О. Пашков. Разрыв металлов. Судпромгиз, 1960.
161. С. Герти и Фиттерер. Физико-химические процессы раскисления стали. Гос-
металлургиздат, 1934, стр. 36—79.
162. Sims a. Lillieguist. Inclusions, their Effect, Solubility and Control in Cast
Steel. Amer. Inst. Min. Met. Eng. Techn. Publ., 1932, № 453 (см. также [15],
стр. 19—36).
163. F. Rapatz and M. S t г о b i c h. J. of the Iron and Steel Institute, 1951, v. 168,
Pt. 4, p. 374—375.
164. С. И. Филиппов, П. П. Арсентьев и В. В. Яковлев. Конвертерная плав-
ка стали. Металлургиздат, 1959.
165. А и д е р с о и, Дональдсон, Ким бал, К ат,у ар. Ковкость стали с различ-
ным содержанием марганца и серы. Проблемы современной металлургии, 1955,
№ 2.
166. Ю. Т. Л у к а ш е в и ч-Д у в а и о в а и В. П. Кирсанова. Сб. «Физико-хими-
ческие основы производства стали». Изд. АН СССР, 1957, стр. 590—601.
167. Kurt Born. Archiv f. d. Eisenhiittenwesen, 1958, 29, № 3, S. 179—186.
168. С. E. Sims and F. B. D a h 1 e. Trans. Amer. Foundrymen’s Assoc., il938, v. 46,
p. 65—132.
169. С. E. Sims, H. A. Sailer and F. W. Boulger. Trans. Amer. Foundrymen’s
Soc., 1949, v. 57, p. 233—248.
170. В. И. Кармазин. Сталь, 1940, № 5—6, стр. 24—30.
171. A. Josefsson, J. Koeneman och G. Lagerberg. Jernkontorets Annaler,
1959, № 2, p. 53—75.
217
172. A. M. Офенгендени Р. П. Нестерович. Металлург, 1958, № 6, стр. 11—12.
173. А П. Чекмарев, В. А. Ефимов, В. П. Гречко, И. Ф. Ф и л и ч к и н. Сб.
«Вопросы производства стали», вып. 4 АН УССР, 1956, стр. 126—128.
174. П. Ф. Засуха и М. И. Цеханский. Сталь, 1950, № 9; стр. 812.
175. А. И. 3 о т ь е в. Сталь, 1955, № 5, стр. 463.
176. Е. Houdremont und Н. Schrader. Archiv f. d. Eisenhiittenwesen, 1939, № 12,
S. 393—404.
177. M. Я. Меджибожский. Сталь, 1953, № 10, стр. 894—902.
178. H. П. Жетвин и др. Сталь, 1959, № 7, стр. 643—648.
179. А. И. Кошик и В. К. Варкий. Сталь, 1957, № 10, стр. 943—947.
180. X Борн и В. Кох. Проблемы современной металлургии, 1953, № 6, стр. 111—132.
181. Г. А. К Лемешев. Сталь, 1952, № 12, стр. 1082—1088.
182. В. Е. Соколов, П. В. Умрихин и В. И. Дьячков. Известия Высших учеб-
ных заведений. Черная металлургия, 1958, № 4.
183. J- Chvojka. Hutnik, Praha, 1958, VIII, г. 8, s. 260.
184. Производство тонколистовой стали для весьма глубокой вытяжки. Бюлл. ЦИИН
ММП, 1953, № 9(221), стр. 7—13.
185. Е. Plockinger und A. R а п d a k. Radex Rundschau, 1957, № 5/6, S. 754—768.
186. С. A. Muller und Е. Plockinger. Radex Rundschau, 1957, № 5/6, S. 738—753.
187. M. П. С и д e л ь к о в с к и й, А. П. Тарасова и О. В. До линен ко. Сталь,
1956, № 10, стр. 915—920.
188. R. R о s е g g е г. Radex Rundschau, 1958, № 6, S. 292—305.
189. Е. И. Рабинович, М. К. Скульский, К. К. Биктагиров. Металловеде-
ние и термическая обработка металлов, 1959, № 3, стр. 25—28.
190. Н. И. Широков, Б. Г. Петухов и С. Н. Еременко. Известия Высших учеб-
ных заведений. Черная металлургия, 1958, № 1, стр. 41—54.
191. А. Е. Лобко. Вестник металлопромышленности, 1940, № 11—12, стр. 88—89.
192. Т а п о u е. J. Iron and Steel Inst., Japan, 1956, 42, № 9, 725—726.
193. С. Герти, Фиттерер и Бирнс. Раскисление стали алюминием. Физико-хи-
мические процессы раскисления стали. Госметаллургиздат, 1934, стр. 80—97.
194. В. М. Замор уев. Сталь, 1951, № 10, стр. 898—902.
195. С. И. Lori g. Proc. Electric Furnace Steel Conference. ASME, v. 3, 1945, p 234—240.
196. С. H. Lorig and A. R. E1 s e a. Trans. Amer. Foundiymen’s Assoc., 1947, v. 55,
p. 160—174.
197. H. F. Beeghly. Anal. Chem., v. 21, 1949, p. 1513—1519.
198. Г. Г. Аристов. Огнеупорные изделия для разливки стали. Металлургиздат, 1953.
199. И. П. Б а с ь я с. Сталь, 1953, № 6, стр. 503—505.
200. Е. И. Исаев. Бюлл. Днепропетровского металлургического института, вып. 2,
1956, стр. 27—29.
201. С. Л. Левин. Труды Днепропетровского металлургического института, вып. 19,
Днепропетровск, 1949, стр. 81—93.
202. D. J. Garney, Е. С. R u d о 1 р h у. J. of Metals, 1954, XII, v. 6, № 12, р. 1391—
1395.
203. Saton, Na garni, Cacabe. Refractories, 1957, № 37, p. 33—35.
204. В. И. Лапиц кий, И. И. Ступ ар ь, О. И. Л е г к о с т у п, Ф. Н. Балакин,
С. И. Ступе ль. Труды Днепропетровского металлургического института,
вып. 31, 1954, стр. 98—120.
205. М. К- Скульский, Ю. К- Подольский. Сб. «Применение радиоактивных
изотопов в черной металлургии», Челябинск. Книгоиздат, 1957, стр. 151—157.
206. R. Z о j a. Metallurgia italiana, 1956, 48, № 7, р. 321—323.
207. П. Барденгауер и В. Боттенберг. Качественная сталь, 1935, № 1,
стр. 51—55.
208. В. В. К у б а с т а. О влиянии энтропии стали на ее качество. Качественная сталь,
1933, № 4.
209. В. В. Кузнецов и И. В. Семенова. О прокаливаемости углеродистых инст-
рументальных сталей. Качественная сталь, 1935, № 9.
210. И. И. Голиков и М. И. Виноград. Величина зерна в углеродистых и леги-
рованных сталях. Качественная сталь, 1934, № 4.
211. В. М. Доронин. Сталь, 1944, № 11—42, стр. 356—359.
212. К. Amberg and A. Hultgr-en. Jernkontorets Annaler., 1936, v. 120, p. 311—343.
213. A. Hultgren. Metals Technology, 1948, v. 15, № 5, p. 1—28.
214. Справочник «Металловедение и термическая обработка». Металлургиздат, 1956,
стр. 249.
215. П. Я. Г р у з д о в. Графитизированная сталь, Стандартгиз, 1950.
216. Г рюттер. Реф. журнал «Металлургия», 1959, № 2, № 2370.
217. Н. Ф. Болховитинов. Величина зерна и свойства стали. Металлургиздат, 1943.
218. М. И. Виноград. Сб. статей «Металловедение и термическая обработка». При-
ложение к журналу «Сталь», 1959, стр. 27—37.
219. М. И. Виноград. Сталь, 1957, № 3, стр. 254—260.
218
220. I. R. R a i t and H. W. P i n d e r. J. Iron Steel Inst., 1946, v. 154, p. 371—398.
221. П. А. Д в о p я н о в. Влияние неметаллических включений в закаленной стали
ШХ15 на усталостное выкрашивание. Подшипник, 1953, № 5.
222. Г. М 3 а м о р ,у е в, Е. С. Веселовская, Е. Д. М о х и р. Сб. трудов Магнито-
горского горнометаллургнческого института, вып. 7, 1954, стр. 224—243.
223. Уэно. Реф. журнал «Металлургия», 1958, № 4, № 6742.
224. М. И. Колосов, И. Я. Айзеншток н Н. В. Кейс. Изыскание оптимальной
технологнн выплавки шарикоподшипниковой стали Сталь, 1948, № 6.
225. М. И. Колосов, А. И. Строганов, И. Я. Айзеншток. Производство ша-
рикоподшипниковой стали. Металлургиздат, 1960.
226. П. М. Да ии лов. Сталь, 1955, № 6, стр. 522—525.
227. В. Ф. Смоляков, Е. С. Калинников и В. Д. Потапов. Сталь, 1957, № 10,
стр. 893—898.
228. С. Г. Воннов н В. А. Бояршинов. Сталь, 1955, № 1, стр. 46—53.
229. С. И. С а п н р о. Сталь, 1956, № 6, стр. 519—523. ,
230. А. А. Киселев, М. П. Лапшова, М. Н. Кулькова. Сталь, 1958, № 1,
стр. 35—39.
231. Применение силикокальция для раскисления подшипниковой стали. Бюл. ЦИПИ
ММП, 1949, № 12 (128).
232. В. А. Кудрин, Е. И. Т ю р н н, Ю. М. Нечкнн. Сталь, 1958, № 7, стр. 606.
233. S. В а е с k s t г о m. Jernkontorets Annaller., 1953, v. 137, № 4, р. 117—127.
234. Г. Н. Ойкс н др. Сталь, 1960, № 4, стр. 308—313.
235. М. И.. В н н о г р а д, В. М. Дороннн н др. Сталь, 1961, № 6, стр. 543—546.
236. J i г i Skala, Dagmar Т 1 u s t a, Hutnik, 1957, 7, № 2, s. 42—47.
237. A. M. Самарии и E. С. Калинников. Труды Московского института стали,
сб. XXXIV. Металлургиздат, 1955.
238. Taniguiti, Tanoue, Cotani. J. Iron and Steel Inst., Japan, 1957, 43, № 9.
239. Л. H. Каряченцев. Сб. «Применение радиоактивных изотопов в черной метал-
лургии». Челябинск. Кннгонздат, 1957, стр. 169—184.
240. В. А. Григорян, А. М. С а м а р н н. Изв. АН СССР, ОТН, 1954, № 3,
стр. 91—101.
241. S. Kronmarck. Neue Hutte, 1956, 1, № 8, S. 505—508.
242. ГО. А. Шульте. Сталь, 1953, № 6, стр. 511—515.
243. М. И. Виноград, М. А. Любинская, Н. Д. Орехов. Металлург, 1958, № 2,
стр. 12—15.
244. Ю. А. Шульте н др. Сталь, 1960, № 1, стр. 45—50.
245. К. X. Хайров. Сталь, 1956, № 12, стр. 1088—1092.
246. В. И. Дьячков н др. Сталь, 1958, № 2, стр. 120—126.
247. В. И. Явойскнй. Сталь, 1945, № 11 — 12, стр. 392—398.
248. В. Заморуев. Сталь, 1940, № 5—6, стр. 31—35.
249. М. М. Фм л н п п ы ч е в а. Сталь, 1944, № 11—12, стр. 333—336.
250. М. И. Колосов, Н. К. Ипатов, Г. Е. Мыснна. Сталь, 1952, № 1, стр. 69—72.
251. А. К. Петров. Труды НТО черной металлургии, 1957, т. XVIII, стр. 538—548.
252. С. Г. Воинов. Сталь, 1946, № 1, стр. 19—21.
253. С. Г. Воинов,’ В. М. Селиванов. Сталь, 1946, № 6, стр. 365—368.
254. Ф. П. Е дне рал. Сталь, 1946, № 4—5, стр. 271—281.
255. Ю. А. Шульте. Сталь, 1946, № 11—12, стр. 695—696.
256. М. И. Зуев, Н. П. Ф р а н ц о в, Б. А. Ш н л я е в. Сталь, 1946, № 11 —12, стр. 696.
257. Walter Eilender und Robert Pribge. Archiv f. d. Eisenhiittenwesen, 1940,
Bd. 14, Juli, S. 35—42; реф. Металлург, 1940, № 11 —12.
258. С. M. Баранов. К вопросу об индивидуальных свойствах плавок стали. Метал-
лург, 1938, № 6.
259. В. И. Саррак. Хрупкое разрушение металлов. Успехи физических наук, 1959,
вып. 2, стр. 339—361.
260. С. М. Баранов. О поверхностно активной составляющей стали. ДАН СССР.
Новая серия, 1952, т. 83, № 1.
261. С. М. Баранов. Металловедение и обработка металлов, 1956, № 12, стр. 40—45.
262. Л. М. У т е в с к и й. Отпускная хрупкость стали. Металлургиздат, 1961.
263. А. М. Самарии. Электрометаллургия. Металлургиздат, 1943.
264. П. И. Мелехов. Заводская лаборатория, 1936, № 10, стр. 1217.
265. С. William, W. Stewart, Lee Williams. J. of the Amer. Soc. of noval engi-
neers, 1948, v. 60, November, № 4, p. 475—504.
266. В. A. M ч e д л и ш в и л и, Г. А. Любимова, А. М. Самарин. Труды IV кон-
ференции по физико-химическим основам производства стали. Изд. АН СССР,
1960.
267. К. А. Малышев. Камневидный излом в стали в связи с ее перегревом при го-
рячей механической обработке. Сталь, 1944, № 11—42.
268. С. С. Носы рев а и А. М. Полякова. Труды Уральского филиала АН СССР,
1956, вып. 17, стр. 119—219.
219
269. С. С. Носы рева и А. М. Полякова. Сталь, 1955, № 12, стр. 1120.
270. J е г z v О german. Neue Hiitte, 1957, 2, № 5, S. 289—299.
271. E. Pleckinger. Stahl und Eisen, 1956, 76, № 12, S. 739—748.
272. Д. Г. Житников. Сталь, 1948, № 7, стр. 598—602.
273. В. А. Уразова, Ю. Т. Л у к а ш е в н ч-Д у в а н о в а. Труды V конференции
по физико-химическим основам производства стали. Металлургиздат, 1961,
стр. 354—363.
274. Ю. Т. Лукашевич-Дуванова, В. А. Уразова. Известия АН СССР, ОТН,
Металлургия и топливо, 1959, № 3, стр. 108.
275. В. Г. Сперанский и А. Котик. Сталь, 1940, № 2, стр. 32—38.
276. В.'И. Смирнов, Н. С. Орлова. Котлотурбостроенне, 1948, № 4, стр. 21—23.
277. М. И. Виноград, А. Г. Ры льни ко в.а и др. Сб. трудов ЦНИИЧМ, вып. 24,
Мета’ллурпивдат, 1962, стр. 261—278.
278, В. Г. Сперанский. Производство н свойства электростали. Металлургиздат,
1949.
279. Н. С. Крещановский н С С. Краснове кий. Литейное производство,
1957, № 6, стр. 22—26.
280. О. Krifka. Revue de Metallurgie, 1951, v. 48, p. 895—911.
281. R. Zoja. Metallurgia Italiana, 1949, v. 41, № 2, p. 80—86.
282. Yiacuum Melting of 25 Per Cent Cromium Iron, The Engineer, 26/XI, 1948, v. 186,
№ 4844, p. 545.
283. A. M. Данилов. Сталь, 1946, № 3, стр. 149—152.
284. А. П. Бояринова и С. И. Малов. Сталь, 1957, № 3, стр. 280.
285. С. С. Штейнберги С. И. Баранчук. Влияние скорости кристаллизации и
ковки на чувствительность к перегреву стали, раскисленной алюминием и без
алюминия. Труды УФАН, 1941, вып. 10.
286. Н. И. Хвор инов. Кристаллизация и неоднородность стали. Машгнз, 1958.
287. Ф. Ф. Химушин. Нержавеющие, кислотоупорные и жароупорные стали. Ме-
таллургиздат, 1945.
288. М. И. Виноград. Металлург, 1957, № 5, стр. 13—46.
289. М. И. Виноград. Бюлл. ЦНИИ МЧМ, 1948, № 7, стр. 25—26.
290. М. В. Придание в. Производство нихромовой проволоки. Качественная сталь,
1934, № 2.
291. Бюлл. ЦИИН ЧМ, 1947, № 89 (21), стр. 29.
292. В. Г. Сперанский и Г. М. Бородулин. Технология производства нержавею-
щей стали. Металлургиздат, 1957.
293. Е. П. Акимова, В. И. Шевченко и Е. Н. Алпатов. Заводская лабора-
тория, 1959, № 4, стр. 444—445.
294. Е. Donald, N u 1 k. Metal Progress, 1958, August, v. 74, № 2, p. 103—109.
295. D. L. Loveless and F. K. Bloom. Iron Age, 1957, v. 179, № 25, p. 95—97.
296. С. Б. Пост н Г. О. Бивер. Применение редкоземельных металлов при выплав-
ке нержавеющих сталей. Проблемы современной металлурги,и, 1954, № 1.
297. R. A. Perkins, В. О. Binder. J. of Metals, .1957, 9, № 2, р. 239—245.
298. М. И. Виноград и Б. Э. Любинский. Стдль, 1959, № 5, стр. 448.
299. Б. И. Медовар. Сварка хромоникелевых аустенитных сталей. Машгиз, 1958.
300. Д. М. Р а б к н н и И. И. Фру мин. Причины образования горячих трещин в свар-
ных швах. Автоматическая сварка, 1950, № 2.
301. Т. М. Слуцкая. Влияние микроскопических шлаковых включений на свойства
металла шва. Автоматическая сварка, 1950, № 1 (10).
302. Б. И. Медовар. Автоматическая сварка, 1953, № 4, стр. 3—23.
303. К. В. Л ю б а в с к и й. Некоторые вопросы металлургии автоматической сварки под
флюсом стали ЭЯ1Т. Автогенное дело, 1949, № 4. *
304. Б. И. М е до в а р и С. М. Гуревич. Бескислородные флюсы для сварки высоко-
легированных сталей н сплавов. Автоматическая сварка, 1955, № 4.
305. И. И. Фрумин и др. Ннзкокреминстые флюсы для автоматической сварки и на-
плавки. Автоматическая сварка, 1956, № 1.
306. Е. К а у х а у се н и X. А. Фогель с. Производство н применение полностью аусте-
нитных сварных электродов, Metal Progress, 1955, № 1.
307. М. Я. Дзугутов. Бюлл. ЦИИН ММП, 1950, № 5 (145), стр. 9—16.
308. Ю. А. ГрацнановнА. А. Герасименко. Прецизионные сплавы, Сб.
ЦНИИЧМ, вып. 15. Металлургиздат, 1956, стр. 219.
309. В. В. Аверин, А. М. Самарин. К термодинамике растворов кислорода в жид-
ких металлах и сплавах. Из®. АН СССР, ОТН, Металлургия и топливо, 1961,
№ 5, стр. 3—10.
АЛЬБОМ
ФОТОГРАФИЙ
МИКРОШЛИФОВ
]5 М. И- Виноград.