Основы легирования стали - Меськин В.С.

2. Современные промышленные сорта железа

II. О видах и прочности межатомной связи в железе и его сплавах

III. Особенности фаз, образуемых легирующими элементами в железных сплавах

2. Химические соединения в легированной стали

3. О распределении легирующих элементов между фазами и между зер«ом и межкристаллитным слоем

IV. Влияние легирующих элементов на физико-химические процессы, совершающиеся в стали и в специальных железных сплавах

2. Влияние легирующих элементов на критические точки железа и стали

Б. Влияние легирующих элементов на критические точки стали

3. Влияние легирующих элементов на процессы, совершающиеся в стали при перегреве

Б. Влияние легирующих элементов на последствия перегрева и предположения о природе этого влияния

4. Влияние легирующих элементов на превращения переохлажденного аустенита

Б. Влияние элементов на мартенситное превращение и количество остаточного аустенита

5. Влияние легирующих элементов на прокаливаемость и закаливаемость стали

Б. Количественная характеристика и критерии прокаливаемости

B. Важнейшие современные методы определения прокаливаемости стали

Г. Влияние легирующих элементов и других факторов на прокаливаемость стали

Д. Влияние бора на прокаливаемость стали

6. Влияние легирующих элементов на процессы, совершающиеся в закаленной стали при отпуске

Б. Влияние элементов на превращение остаточного аустенита

В. Дополнительные процессы при отпуске закаленной легированной стали

7. Роль легирующих элементов ib процессах дисперсионного твердения железных сплавов

V. Легирование конструкционной улучшаемой стали

2. Роль физических факторов в сопротивлении стали пластической деформации и разрушению

3. Роль легирующих элементов в конструкционной стали

Б. Влияние легирующих элементов на механические свойства конструкционной стали при полной прокаливаемости

B. Механические свойства легированной конструкционной стали при неполной прокаливаемости

4. Аномалии изменения ударной вязкости и пластичности при отпуске конструкционной стали

Б. Частные аномалии изменения ударной вязкости при отпуске

Г. Предположения о природе обратимой и необратимой отпускной хрупкости

5. Механические свойства конструкционной стали при низких температурах

6. Анизотропность свойств легированной конструкционной стали

7. Флокены в легированной конструкционной стали

Б. Роль легирующих элементов в процессах флокеноооразования в стали

B. Основные пути предотвращения образования флокенов в стали

8. Некоторые пути получения высокопрочной конструкционной стали

Б. Средний отпуск и изотермическая закалка

9. Современные тенденции в области легирования конструкционной улучшаемой стали

VI. Легирование конструкционной цементуемой стали

2. Роль и влияние легирующих элементов и углерода в цементуемой стали

3. Современные тенденции в области легирования конструкционной цементуемой стали

VII. Низколегированные стали повышенной прочности

2. Влияние элементов на основные свойства низколегированной стали

Б. Влияние легирования на стойкость против атмосферной коррозии

3. Основные тенденции в области разработки низколегированных сталей повышенной прочности

VIII. Легирование инструментальной стали

2. Физико-химические факторы и процессы, определяющие важнейшие свойства инструментальных сталей

3. Роль и влияние легирующих элементов и углерода в инструментальных сталях

Роль основных легирующих элементов и углерода в обеспечении служебных свойств быстрорежущей стали

Влияние основных элементов на важнейшие технологические свойства быстрорежущей стали

Основные особенности термической обработки быстрорежущей стали

Механизм влияния элементов в быстрорежущей стали и тенденции в области ее легирования

B. Штамповые стали для холодного деформирования

Г. Штамповые стали для горячего деформирования

IX. Легирование жароупорной и теплоустойчивой стали

2. Роль легирующих элементов в жароупорных и теплоустойчивых сталях

Упрочнение теплоустойчивых и жаропрочных сталей

Влияние легирующих элементов и .примесей

3. Основные типы теплоустойчивых и жароупорных сталей и сплавов и их важнейшие особенности

Важнейшие недостатки «аустенитных жароупорных сталей

B. Жароупорные сплавы на основе никеля и кобальта

Г. Жароупорные сплавы на основе тугоплавких металлов и специальные материалы

4. Стали, устойчивые против воздействия водорода при высоких давлениях и температурах

X. Легирование нержавеющей и кислотостойкой стали

2. Роль и влияние легирующих элементов и углерода в .нержавеющих и кислотостойких сталях

Аустенитные и аустенитно-ферритные стали

Б. Межкрисгаллитная коррозия нержавеющих и кислотостойких сталей

Предположения о природе межкристаллитной коррозии

В. Влияние легирования и других факторов на механические свойства нержавеющих и кислотостойких сталей

Г. Легирование нержавеющих и кислотостойких сталей с целью улучшения технологических свойств

Автор: Меськин В.С.

Теги: промышленность металлургия государственное научно-техническое издательство

Год: 1959

Похожие

Азотирование стали

Основы материаловедения (металлообработка)

Металловедение и термическая обработка

Материаловедение

Текст

9 в
° ев °

В. С. МЕСЬКИН

ОСНОВЫ
ЛЕГИРОВАНИЯ
СТАЛИ

ГОСУДАРСТВЕННОЕ

НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ ИЗДАТЕЛЬСТВО
ЛИТЕРАТУРЫ ПО ЧЕРНОЯ И ЦВЕТНОЯ МЕТАЛЛУРГИИ

Моск ва 1959

АННОТАЦИЯ

В книге обобщается экспериментальный мате-
риал по теории и практике легирования стали.

Приводятся сведения о строении и свойствах
легированных сталей, о влиянии элементов на
процессы, происходящие в сталях. Рассматри-
ваются принципы легирования сталей различного
назначения, а также возможности воздействия
на и~ свойства.

Книга предназначается для инженерно-техниче-
ских и научных работников металлургической, ма-
шиностроительной, приборостроительной и смеж-
ных отраслей промышленности и может быть ис-
пользована в качестве пособия студентами ме-
таллургически х li машиностроительных вузов.

Лвтор
МЕСЬКИН Вениамин Семенович

Редактор Ю. М. Лахтин
Редактор издательства Е. Н. Берлин Технический редактор М. К. Аттоповиц
Сдано в производство 3/111 1959 г. Подписано в печать 13/VIII 1959 г.

Бумага 70 X 108/ы бупи. л. = 21,5 печ. л. 58,91 (условно) Уч.-изд. л. 56,11
Т-07960 Тираж 4500 Заказ 1187 1Яена 30 р,

Металл ур гизд ат

Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер., д. 14

Типография Мегаллургиздата, Москва, Цветной б., 30

ПРЕДИСЛОВИЕ
В последние годы советская и зарубежная литература обогатилась
рядом ценных монографий, посвященных отдельным группам легирован-
ной стали. Это и понятно, так как легирование и обработка сталей раз-
ного назначения имеет так много специфических особенностей, что в на-
с1оящее время является предметом специализации отдельных исследо-
вателей. Однако главное направление развития учения о леги~рованной
стали определяется не только изучением процессов в стали данного при-
менения. Еще более важно познание общих физико-химических процес-
сов, определяющих многие свойства легированных сталей любого назна-
чения и явления, наблюдающиеся при их обработке или во время
службы.
В книге «Основы легирования стали» сделана попытка обобщения
и анализа обширного экспериментального материала и привлечения
внимания читателей не только к частным, но и к некоторым более общим .
процессам, позволяющим, по,нашему мнению, объяснить и многие част-
ные. При этом мы сознаем, что в ряде случаев высказываемые нами
предположения являются дискуссионными, но на данном этапе наших
знаний едва ли возможно иное, тем более, что положения, считающиес»
общепринятыми, часто еще также в достаточной степени дискуссионны.
При изложении материала мы отказались от обычно принятого (в
том числе в монографии Э. Гудремона по легированной стали, изд. 1934,
1943 и 1956 г.) расположения его по отдельным легирующим элементам.
В первой главе приводятся важнейшие сведения о строении и свойствах
железа, являющегося основой легированной стали и многих сплавов, и
его современных сортах. Во второй главе говорится о видах и прочности
межатомной связи, причем развивается предположение о значительной
роли, которую может играть в легированной стали и железных сплавах
составляющая металлической связи, обусловленная взаимодействием
ионов.
В дальнейшем рассматривается сначала общее влияние легирующих
элементов на физико-химические процессы в стали, а затем — в специа-
лизированных главах — принципы легирования стали для важнейших
областей применения, определяющих основные требуемые от нее свой-
ства. В соответствии с этим в специальных главах приводятся требуемые
от стали данного назначения свойства и рассматриваются физико-хи-
мические факторы и процессы, определяющие эти свойства, а затем—
роль легирующих элементов и углерода в достижении требуемых свой-
ств как результат влияния, оказываемого ими на соответственные фи-
зико-химические процессы, независимо от того, на каких стадиях обра-
ботки стали последние протекают.
Нам представляется, что при таком расположении материала луч-
ше вырисовываются перспективы дальнейшего развития легированной
стали, так как направление и пути этого развития диктуются новыми
задачами и требованиями, выдвигаемыми потребителями данной стали
или группы сталей и в свою очередь вытекающими из дальнейшего раз-
вития техники. При такой системе лучше выявляются также возможно-
сти замены одних легирующих элементов другими, если это вызывается
У
экономическими или иными соображениями.
K сожалению, слишком большой объем книги и недостаток времени
заставил нас несколько отступить от намеченного ранее плана и отка-
заться от помещения большой главы по сплавам с определенными фи-
зическими свойствами (прецизионным сплавам}. Мы сочли это возмож-

ПРЕДИСЛОВИЕ
ным главным образом потому, что в настоящее время подготовляем к
печати отдельную монографию по этим сплавам.
По тем же причинам оказались обойденными некоторые, преимуще-
ственьо небольшие, подгруппы конструкционных сталей со специальны-
ии свойствами: износостойкие, пружинные, автоматные, азотируемые, а
также некоторые типы инструментальных. Предполагаем, что вынужден-
но. прспущенные разделы удастся восстановить в следующем издании,
возмо.кно, за счет сокращения других разделов, которое к тому времени
окажется целесообразным.
Приводимый в конце книги список литературы охватывает лишь не-
значительную часть того, что опубликовано в мировой литературе по
рассматриваемым вопросам, и содержит только источники, которые в той
или иной связи цитируются в тексте. Вся библиография по легированию
стали и смежным вопросам могла бы составить самостоятельный том.
Читатели, интересующиеся более подробно библиографией по какому-
нибудь вопросу, в значительной степени могут удовлетворить свою по-
требность, воспользовавшись ссылками, приводимыми почти в каждом
из цитированных источников.
Большое количество проблем, с которыми в настоящее время при-
ходится сталкиваться при изготовлении, обработке и применении леги-
рованной стали, невозможно уложить в одной книге сколько-нибудь
приемлемого объема. Поэтому мы вынуждены были ограничиться изло-
жением только кратких основ легир о в а н и я, что отражено и
в названии книги. Можно было бы, конечно, исключить так называемые
общеизвестные положения. Но многие из таких положений мы трактуем
с иной, не являющейся общепринятой точки зрения или пользуемся ими
для,подтверждения своих предположений. Кроме того, это было бы, по
нашему мнению, неудобно для значительного круга читателей, хотя и
знакомых с общим металло~ведением, но недостаточно знакомых с его
приложением к ряду процессов в легированной стали.
Из назначения книги и ее названия следует, что в ней,не содержится
справочных данных.,2~иаграммы состояний, диаграммы изотермического
превращения аустенита ~и т. ~п. данные мы приводим только в тех случа-
ях, когда, это необходимо для понимания или подтверждения роли соот-
ветственных легирующих элементов в рассматриваемых процессах, про-
текающих в стали, ее фазового или структурного состояния. Однако в
каждой главе, относящейся к сталям определенного назначения, приво-
дятся основные тенденции в области их легирования и примеры химиче-
ского состава таких сталей в Советском Союзе и за рубежом.
8 заключение считаем своим долгом выразить благодарность лицам,
сделавшим ряд ценных замечаний при просмотре рукописи, прежде все-
го С. Т. Кишкину, С. 3. Вакштейну, А. А. &gt;Куховвцко у, Г. Л. Ливши
Ю. А. Геллеру, А. Г. Иванову, А. М. Борздыке, А. А. Бабакову, а также
Л. А. Гликману, А. И. Шултину, А. Л. Немчинскому, С. С. Шуракову;
сотрудникам руководимой нами кафедры A. В. Смирному, Л. А. Попо-
вой, Ф. А. Богачеву и Л. П. Макаровой за участие в обсуждении некото-
рых вопросов и помощь в оформлении рукописи.
Выражаем также благодарность руководству Ленинградского ин-
ститута авиационного приборостроения и в особенности его директору
Д. Д. Аксенову за содействие, внимание и помощь в процессе работы
над рукописью; работникам библиотек ЛИАП, Института металлов и Го-
сударственной публичной библиотеки им. Салтыкова-Яедрина, всемер-
Но содействовавшим нам в ознакомлении с обширной литературой.
ABTOP
I

ВВЕДЕНИЕ
В современной технике со сталью все больше конкурируют легкие
сплавы на основе алюминия, магния, титана, сплавы на основе никеля
и кобальта, металлокерамические режущие сплавы, неметаллические
материалы и комбинации керамики с металлами различного назначе-
ния — конструкционные, инструментальные, жаропрочные, магнитно-
твердые и м~агнитномягкие и др. Тем не менее сталь до сих пор остается
основным техничес~ким материалом, а повышение ее разнообразных свой-
ств — важнейшей задачей, в значительной степени обусловливающей тех-
нический прогресс машиностроения и многих других отраслей техники.
Легирование — основное средство воздействия в желаемом направлении
на то~ или иной процесс в стали и косвенно или непосредственно — на
ее свойства. Поэтому изучению легированной стали уделяется во всех
странах много внимания.
1~рупный сдвиг в учении о легировании стали произошел после того,
как начали применять в этой области физические методы исследования,
в результате чего она превратилась по существу в раздел физики ме-
таллов и в более широком смысле — физики твердого тела.
В нашей стране это началось после великой Октябрьской револю-
ции и получило особенно большой размах с началом осуществления пя-
тилетних планов, превративших Советский Союз в могучую социалисти-
ческую индустриальную державу.
Еще более плодотворным оказывается, наряду с применением ме-
таллофиэических методов исследования и анализа, изучение роли леги-
рующих элементов в стали под углом зрения периодического закона
Д. И. Менделеева, z учетом места, занимаемого элементом в периодиче-
ской системе, химического взаимодействия атомов легирующих элемен-
тов с железом и между собой, их влияния на соотношение видов меж-
атомной связи и прочность этой связи.
Одна из важнейших проблем, с которой связано дальнейшее разви-
тие учения о легировании стали, заключается в изучении роли, которую
играют границы зерен и блоков мозаичной структуры во многих про-
цессах и явлениях, наблюдающихся в легированной стали. Имеется уже
сравнительно ~много теоретических соображений и косвенных эксперимен-
тальных данных по этому вопросу. Прямое экспериментальное изучение
границ зерен находится е1це в зачаточном состоянии, но плодотворные
результаты в этом направлении уже намечаются благодаря применению
электронного микроскопа, электронографии, метода радиоактивных изо-
топов и других новейших методов исследования. Можно с уверенностью
сказать, что граничные слои зерен (межкристаллитные слои, границы
зерен) представляют или могут в определенных условиях представлять
собою «сплав в сплаве»„а это оказывает глубокое влияние на многие
процессы, протекающие в легированной стали при ее обработке, а сле-
довательно, и на ряд важнейших ее свойств.
Не менее важной проблемой, над которой интенсивно работают ис-
следователи во всех странах, является изучение комплексного влияния
нескольких содержащихся в стали легирующих элементов в их взаимо-
действии. Сюда примыкает и изучение роли и влияния малых добавок
редкоземельных элементов, бора и т. п. До разрешения этой проблемы
невозмг,жно создание теории легирования стали, которая в конечном
счете позволит «проектировать» сталь с любыми заданными свойствами.
Наконец, немало работ посвящено проблеме экономии легирующих

ВВЕДЕНИЕ
элементов в сталях того или иного назначения. Конкретные задачи в
этой области и пути их ~разрешен~ия различны в,разных странах в зависи-
мости от сырьевых ресурсов данной страны. Актуальность этой пробле-
мы,все возрастает IIIQ мере повышения требований к стали и вынужденно-
го в связи с этим услож~нения ее легирования. В последние годы изу-
чаются также возможности улучшения свойств стали,или сообщения еи
новых свойств путем воздействия на нее внешних энергетических полей
различного происхождения за счет выплавки и (или) разливки в ваку-
уме, введения уже упомянутых малых добавок различных элементов и
др. Успехи в этом направлении позволят и частично уже позволяют на-
метить новые, косвенные пути экономии легирующих элементов.
На современном этапе развития учения о легировании стали стано-
вится все труднее выделить роль отдельных ученых, так как достигаемые
успехи являются в основном синтезом работы целых коллективов и боль-
шой плеяды исследователей, занятых в научно-исследовательских ин-
ститутах, на кафедрах высших учебных заведений, в заводских лабора-
ториях и непосредственно на производственных участках. Трудами кол-
лективов исследователей в разных странах и отдельных ученых накоп-
лен огромный, уже сейчас почти необъятный экспериментальный мате-
риал, имеющий либо прямое, либо косвенное отношение к учению о ле-
гировании стали. В связи с этим актуальной задачей является обобще-
ние хотя бы наиболее важной части этого материала и выявление основ-
ных закономерностей, регулирующих влияние элементов на многие про-
цессы, совершающиеся в стали во время ее обработки или службы и
определяющие или изменяющие ее свойства.
Однако такой анализ наталкивается на большие трудности, связан-
ные прежде всего с тем, что имеющийся экспериментальный материал в
подавляющем большинстве весьма противоречив. Это и понятно, так
как многообразие физических и химических процессов, накладывающих-
ся в легированной стали друг на друга, чрезвычайно затрудняет экспе-
римент и часто вводит в заблуждение исследователя. При этом далеко
не во ~всех случаях представляется возможным отобрать наиболее досто-
верные экспериментальные факты путе|м сопоставления условий опыта,
так как последние часто приводятся слишком кратко. Кроме того, сфор-
мулированные авторами исследований выводы не всегда, по нашему
мнению, соответствуют результатам и их собственных экспериментов.
Проведенный нами анализ роли легирования и других факторов IIG-
казывает, что многие частные процессы и явления в сталях того или ино-
го назначения, а также процессы, протекающие в любой стали, незави-
симо от ее назначения, могут быть объяснены более общими процессами,
обусловленными в свою очередь либо энергией взаимодействия элемен-
тов, либо влиянием последних на соотношение видов и прочность меж-
атомной связи, либо особым строением межкристаллитного слоя, двумя
или несколькими факторами одновременно. другие процессы и явления
в легированных сталях и их свойства объясняются либо преобладаю-
щим структурным фактором, часто сильно маскирующим другие факто-
ры, либо в настоящее время еще вообще не могут быть объяснены.
Само собой разумеется, что и указанные коренные факторы на дан-
ном этапе наших знаний могут быть привлечены для объяснения наблю-
даемых явлений главным образом в виде гипотез. Выдвигая ту или инук1
гипотезу, мы пытаемся обосновать ее тем, что она позволяет объяснить
наибольшее количество фактов и указывает пути дальнейшего изыскания
по данному вопросу. И,все же следует иметь в виду, что до тех пор, пока
гипотеза не будет подтверждена или, наоборот, опровергнута прямыми
опытами, она продолжает, конечно, оставаться только гипотезой.

I. Æåëeç0
1. СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА )КЕЛЕЗА
железо является основой подавляющего большинства специальных
сталей и сплавов.
Технические свойства химически чистого железа еще неизвестны,
так как до сих пор химически чистое железо не получено даже в не-
больших количествах в лабораторных условиях. Тем не менее некоторые
предположения о его свойствах могут быть высказаны на основании по-
ведения материала, близко подходящего к химически чистому железу.
Б последние годы разработан ряд способов эффективной очистки желе-
за от углерода, кислорода, азота и серы, налример многократная пере-
ллавка электролитического железа в вакууме; пЕреплавка самого чисто-
го ка~рбонильного железа в высоком вакууме (остаточное давление
10 ' мм рт. cT.) с последующей добавочной очисткой водородом; способ
так называемого зонального плавления; сложная химическая переработ-
ка хлорного железа; прокатка спеченного порошка карбонильного же-
леза, предварительно рафинированного в среде водорода; восстановле-
ние чистой окиси железа Fe&gt O&gt; ~вод р дом и др [ 1. П. П. иоффи
чил высокую .степень очистки железа и в твердом состоянии путем на-
гревания тонкой проволоки или ленты в очень чистом водороде при 1480'
в течение 18 час. 'r~141. Очищенное железо содержало 0,005О/о С; 0,003'/о
02 и О,О010/о N.
Для железа, которое после такой обработки дополнительно нагрева-
лось в течение 18 — 20 час. при 880', на рис. 1 приведена иривая зависи-
мости магнитной проницаемости от напряженности поля, причем для
сравнения там же представлены кривые изменения проницаемости с яа-
пряженностью поля для переплавленного несколько раз в вакууме элек-
тролитического железа и для лучшего технически чистого железа.
Из диаграммы рис. 1 видно, что в то время как техн~ичеоки чистое
железо имеет начальную проницаемость 250 и максимальную 7000
гаусс/эрстед, а ~переплавленное в вакууме электролитическое железо со-
ответственно 1000 и 55000, железо, обработанное в водороде при высо-
ких температурах, имеет начальную проницаемость 20000 и ~максималь-
ную 340000 гаусс/эрстед, т. е. в 50 раз более вь|сокую, чем у техниче-
ски чистого. Коэрцитивная же сила у него в 30 раз киже, чем у тех-
нически чистого железа.
Резкое возрастание магнитной проницаемости и падение коэрцитив-
ной силы по мере очищения железа от примесей объясняется тем, что
эти свойства в высшей степени чувствительны к малейшим 1искажениям
кристаллической решетки. Поэтому и в опытах, описанных выше, было
получено значительное повышение 'начальной и .максимальной прони-
цаемости за счет дополнительного нагрева.при 880', роль которого заклю-
чается в снятии напряжений и фазового наклепа, .вызванных ~превраще-
нием у - c при охлаждении с 1480'. действительно, экспериментально
было показано ИО, 911, что и чистое а-Fe после быстрого перехода через

~КЕЛЕЗО
фазовое превращение / с способно к рекристаллизации подобно на-
клепанному, хотя природа напряженного состояния после фазового
превращения ~и после пластической деформации несколько различна.
другие свойства, в том числе механические характеристики, магнит-
ное насыщение, удельное электросопротивление и теплопроводность, зна-
чительно слабее изменяются с увеличением степени чистоты железа
(табл. 1). Все же следует указать, что, по' сообщению Г. А. Мура 191, у
железа, полученного им в лабораторных условиях путем сложной хими-
ческой переработки хлорного железа и содержащего меньше 0,00130,'~
всех примесей, твердость на образце, спрессованном из порошка и спе-
ченном при 1100', была примерно такая же, как у технически чистого
алюминия. По его же сообщению, это железо обладает и чрезвычайно
высокой стойкостью против коррозии.
&amp;
Я5
/50
Рис. 1. Изменение магнитной проницаемости с напряженностью поля
у чистых сортов железа:
1 — обработка в вакууме; 2 — технически чистое; 3 — обработка в водороде-
Низкая ударная. вязкость железа I (табл. 1) объясняется высоким
содержанием в нем кислорода, колебавшимся в начальный период осво-
ения в пределах 0,09 — 0,20/р, тогда как в железе П, изготовление которо-
го было освоено позже, кислорода содержится обычно 0,05 — 0,065%, а в
еще более чистом железе Ш содержание кислорода меньше 0,035%.
Свойства же, определяемые при статическом испытании растяжением, у
всех сортов железа приблизительно одинаковы.
Новые исследования [121, несмотря на несколько противоречивые
результаты, позволяют считать, что главное влияние кислорода на желе-
зо заключается в значительном повышении им критической температуры
хрупкости ~„. Излом железа в хрупком состоянии при высоком содер-
жании кислорода станов~итси межкри~сталлическим. Это свидетельствует
об образовании низкопрочной оксидной фазы в пранично~м слое феррит-
ного зерна (см. стр. 221). Добавление углерода не оказывает существен-
ного влияния ~на положение ~ „, но повышает величи~ну уда~рной вязко-
сти при температурах выше T„. Сильное компенсирующее вл~ияние ока-
зывает марганец, введение которого в количестве 0,15 — 0,5% в железо,
содержащее кислород, понижает ~;, на 100 — 150'.
~~ о
~)
Я/
40
зо
~~ го
10
ОГ О Ф бб Рд 70 0 0~ 0 Ф 06 ОВ IР
напряженность поля и, эрстеды

С1РОЕНИЕ И СВОЙС'ГВА ЖЕЛЕЗА
Таблица
Механические и некоторые физические свойства поликристаллического железа
различной степени чистоты
И р.
О~
Х ~
О
CJ Ц~
д о
ф [е
и
ф K
OJ
од
° М Д»
Я
Ю р'
&lt
о
щФ~
ййд
И &gt;
~в Х
Ж
~mO
И ао
ю~~ ф)
Х О
с0
ф и
ф сг
Ю
Ж
О~
Ж
~~ о
©~ а
~е
Cg
Х
к
И g)
3. пз
Ю д
Е"
Технически чистое
Ж ф)
~~ о
кю Ж
O ~~
М Ж
,.
Яо
Свойство
о
Ж
д
В'
ж
ж
о
~О
О~
И Ш
17,5 13 — 21
30 28 — 32
34 40 — 30
Предел текучести1, кг/мм2
Предел прочности, кг/мм2
О гносительное удлинение, %
10 — 14 11 — 17
18 — 25 20 — 28
50 — 40 40 — 30
11
25
60
(1= 50 мм)
18
27
28
17 — 18.
40
Сужение площади пеперечного
сечения, %
Ударная вязкость, кгм/см2
Твердость по Бринелю, кг/мм2
Магнитное насыщение 47~ I„гс
Удельное электросопротивле-
нис, мком ° см
удельный вес, г/смз
Теплопроводнос~ь,
кал/см сек. град
65 80 — 70
1,5 13 — 20 25
70 — 80 70 — 80 60 — 80
21300 21300 21400
80 — 70 80 — ?О
— 16 — 20
50 — 70 56 — 80
21600 22000
85
50 — ?О
21600
17
53
9,94
7,88
10,7 10,4 10,2
7,85 7,85 7,86
10,0
?,87
10,0
7,87
0,20 — 0,22
0,15 в 0,15—
0,16 0,16
0,17
~ На монокристалле наблюдалось [55] повышение ~ от 4,9 до 7, 3 кг/мм' после облучения
нейтронами. После отжи~ а облученного кристалла при 200 — 500' ~ имел промежуточные ана-
8
чеки я.
' Имеются, однако, данные о том [17], что косвенно и кислород способствует меха-
ническому старению.
Исследования последнего времени [15] подтвердили высказывавше-
еся раньше. предположение, что чистое железо iHQ подвержено старению.
Термическое (диспероионное твердение) и механическое ста~рение
вызываются главным образом углеродом и азотом, причем основную
роль в механическом старении играет, по-видимому, азот '.
Терм~ическое старение обусловлено изменением растворимости уг-
лерода и азота в ц-Fe с температурой и, следовательно, возможностью
образования пересыщенного твердого раствора этих элементов в желе-
зе и ~последующего его разложения. Поэтому в ряде работ последних лет
]см. 31] эти процессы были детально исследованы новыми методами. Ра-
створимость при данных условиях и количество выделяющихся из пере-
сыщенного твердого раствора частиц, изучались путем измерения зату-
хания колебаний, а величина частиц — либо при помощи электронного
микроскопа, либо косвенно, путем измерения одновременно затухания
колебаний и,коэрцитивной силы.
На основанки указанных работ можно считать, что растворимость.
углерода в а-Fe составляет около О,О18% при эвтектоидной температура
и TOJIbKQ около 10 ' alp при 20'. Таким об~разом, термическое старение же-

ЖЕЛЕЗО
леза возможно и при чрезвычайно малом содержании в нем углерода.
При одновременном пересыщении твердого раствора углеродом и азотом
количество выделяющихся при отпуске частиц карбида и нитрида такое
же, как и в случае присутствия каждого из этих элемента~в в отдельно-
сти, но размер частиц нитрида тем меньше, чем больше твердый раствор
пересыщен углеродом. Наличие в стали марганца замедляет выделение
нитридов и поэтому несколько ослабляет влияние азота на термическое
старение железа. Частицы карбида имеют обычно сферическую форму.
11ри низкой температуре отпуска, около 100', их оредний диаметр состав-
о
ляет несколько десятков А, и выделяются они по границам .мозаичных
о
блоков феррита. В дальнейшем их размер увеличивается до сотен А, и
выделяются они преимущественно по границам зерен. Частицы же нит-
рида нормально имеют пласти~нчатую форму.
Что касается механического ста~рения, то природа его менее выяс-
нена. Высказывалось положение [15], что механическое старение совер-
шенно не связано с диспероионным твердением, так как за повышвнием
твердости, вызванным старением этого вида, не следует понижение ее,
обусловленное коагуляцией выделившихся частиц. Ряд исследователей
объясняет механическое старение, а также синеломкость взаимодейст-
вием дислокаций ' со скоплениям~и посторонних атомов, главным о6ра-
зом азота и углерода. Однако данных для такого утверждения еще не.
достаточно. С другой стороны, общеизвестно (см. стр. 194), что наклеп
усиливает эффект дисперсионного твердения. Кроме того, падение удель-
ного электросопротивления во времени при разных температурах, в том
числе и при 20', у наклепанного железа наблюдалось [25] и в том случае,
когда образцы до наклепа были чрезвычайно медленно охлаждены. Это
можно объяснить, наприыер, растворением зародышей карбида и нитри-
да при наклепе,вследствие увеличения потенциальной энергии решетки
и локалыного повышения температуры. Такое объяснение подтверждает-
ся и усилением падения удельного электросолротивления во времени с
увеличением степени обжатия.
Таким образом, участие п~роцессов дисперсионного твердения в про-
явлении механического старения не исключается. Наиболее вероятно
протекание таких процессов в граничном слое зерен (межкристаллитном
слое). Поэтому мелкое зерно должно усиливать старение, что подтверж-
дается и экспериментально ~[33]. Для практики важно, что механическое
старение железа, независимо от его природы, устраняется или значитель-
HO ослабляется путем присадки малых количеств алюми~ния, титана
ванадия, связывающих азот в стойкие нитриды.
Из табл. 1 видно, что железо обладает весьма хорoIIIIHMH пласти.
чеокими свойствами, что в сочетан~ии с невысокой тве~рдостью делает
его пригодным для изделий, изготовляемых способом глубокой вытяжки
]см. 33 и др.]. Это подтверждается также результатами испытания ли-
стового железа на продавливание. Как мож~но видеть из рис. 2, техниче-
ски чистое, а особенно электролитичеокое железо лишь незначительно
уступает в это~м отношении меди. Карбонильное железо, по некоторым
данным [см. 41], даже превосходит медь по глубине продавливания. Од-
нако карбонильное железо, как ~и другие очень чистые сорта железа, для
' По теории дислокаций, для которой в последнее время приводятся и эксперимен-
тальные доказательства, зародышами скольжения ' при пластической деформации яв-
-л~яются группы смещенных друг относительно друга атомов, возникающие вследствие
местного избытка свободной энергии и называемые дислокациями. В перемещении или
«пробеге~ этих дислокаций в кристалле и состоит развитие скольжения. Критику дис-
локационных теорий см. в работе [36].

строение и свойстВА железА
подобного применения не совсем пригодны из-за большой склонности к
росту зерна, свойственной всем чистым металлам. На рис. 3 приведена
микроструктура техничесии чистого железа. Видно, что даже это желе-
зо, не отличающееся большой степенью чистоты,:имеет весьма ирупные
зер~на. Объем зерна чистейшего железа может доходить до нескольких
десятков мм'. Способность железа к глубокой вытяжке при крупном
зерне не ухудшается, но деталь приоб|ретает недопустимо грубую, ше-
роховатую поверхность вследствие того, что при этом резче сказывается
деформирование каждого зфрна по кристаллографическнм плоскостям.
11ри применен~ии железа для изготовления магнитопроводов, особенно в
случае сред~ней глубинны вытяжки, крупное зерно — положительный фак-
тор, и целесообразность использования очень чистых сортов железа для
таких целей — вопрос только производственно-экономический.
Рис. 2. Глубина продав-
ливания листов из тех-
нически чистого и элвк-
гролитического железа в
сравнении с медью:
1 — MB+b; 2 — электролити-
неское железо. 8 — техниче-
ски чистое железо
С целью уменьшения склоности к росту зерна и о~(новременно к ста-
рен~ию в железо для глубокой .вытяжки добавляют обычно алюминий.
11ри введении его в ковш сталь оилыно загрязняется включениями гли-
нозема, ч на листах образуются поверхностные дефекты. Яля ослабле-
ния дефектов рекомендуют [33] присаживать алюминий в виде дроби не-
посредственно в изложницу перед окончаыием ее заполнения. В готовых
листах стремятся получить зерно оптимальной величины (6 — 7 балла),
так как слишком мелкое зерно также нежелательно. Малая склонность
к старению позволяет подвергать листы из такого железа перед штам-
повкой из них деталей дрессировке (с обжатием около 1%), что устра-
няет площадку текучести (см. стр. 217) и образование линий сдвига на
штампуемых деталях.
Те же цели могут быть достигнуты введением в железо, например,
ванадия в количестве около 0,05%. В последнее время такое железо по-
лучило применение у нас и за рубежом [см. 26] для изделий с не слишком
большой вытяжкой. Его средний состав: О,05% С, 0,3% Мп, 0,030/p S,
0,006% P и 0,035% V. Преимущество его по сравнению с железом, в ко-
торое введен алюминий, заключается в отсутствии поверхностных де-
1
1
9~" 12
Ь
,~~ О
Ь
° ~ь
0
Ъ
~Ъ
~0Р 40 g5
Толщина листа, ми
Рис. 3. Микроструктура технически чистого же-
леза. 0(400

12
ЖЕЛЕЗО
фектов. По склонности K старению и ликвации (в слитке) оно не уступает
послед~нему, хотя в Англии считают ванадий менее надеждиной присадкой,
чем алюминий. Сообщается также, что склонность к старению кипящей
малоуглеродистой мартеновской стали устраняется введением в нее
-0,0070/р В, очевидного, за счет образования нитридов бо~ра. Поэтому в
спокойной стали, где азот уже в основном связан алюминием, бор ока-
зывает обратное влияние '.
Способность железа к глубокой вытяжке сильно ухудшается при;
наличии по границам зерен форрита включений третичного цементита.
Б этом случае даже при средней вытяжке легко получаются трещины.
П~ри холодном деформировании железа необходимо считаться с тем,.
что оно весьма чувствительно:к наклепу, и, как лринято считать, в этом
отношении превосходит медь. Изменение механических свойств железа
средней степени чистоты под влиянием наклепа иллюстрируется кривы
ми рис. 4 (по исследованиям разных авторов и собственным). Две линии:
для предела прочности соответствуют различному содержанию приме'
сей в исследованных со~ртах железа.
Сильная ~наклепываемость железа в большинстве случаев является
отрицательным его свойством, но иногда ее роль преувеличивается. Так,
напр|имер, неудачи при попытке замен~ить железом медь там, где она
подвергается одновременно наклепу и истяранию, объясняли ,именна
большой наклвпываемостью железа, что приводит к резкому повыше-
нию его твердости в процессе работы, даже аслаки исходная твердость
была низкой. Однако наши исследования показывают, что наклепывае-
мость железа не больше, чем меди, особенно при средних степенях об-
жатия. Это п~одтверждается, в частности, приведенными на ~рис. 5 диа-
граммами истинных напряжений, из которых видно, что угол наклона
прямолинейного участка к оси абсцисс, характеризующий уп(рочнение
металла, практически одинаков для железа и меди. Следовательно, худ-
шее поведение. железа по сравнению с медью в деформируемых и одно-
временно трущихся деталях при низкой исходной твердости обусловли-
вается не большей наклепываем|остью железа, à, IIo-,âèäèìîìó, боле
высокой, чем у меди, температурой плавления. Яействительно, на легко-
плавких металлах было показано, что с повышением давления или ско-
рости поступательного движения двух трущихся металлов температура
на поверхности раздела ~их повышается до температуры плавления бо-
лее легкоплавкого компонента. Поэтому изделия такого типа целесооб-
разно изготовлять из железа металлокерамическим способом. Железоке-
рамичеокие ~изделия, имеющие 25 — 30~/о пор, пропитывают специальными
вешест~вам~и, благодаря чему они имеют малый коэффициент трения и
на дефор~ми~рование их затрачивается меньше энергии.
Иногда большая наклепываемость железа полезна. Примером мо-
гут служить электрические железные провода. В этом случае за счет
наклепа можно сильно повысить прочносл'ь проводов при незначитель-
ном изменении их элекпросопроти~вления.
Под влиянием наклепа модуль упругости, удельный вес и электро-
х~имический потенциал железа (a следовательно, и стойкость его против-
коррозии) уменьшаются. В частности, наклеп увеличивает раствори-
мость железа в серной кислоте в несколько раз, причем наиболее силь-
ный рост растворимости наблюдается уже при малых степенях дефор-
мации.
Начало так называемого возврата (или отдыха) разл~ичных свойств
' E. Я. Mor gan u J. С. S hyne: J. Iron Steel Inst., v. 185, 1957, р. 156; J. of
Metals, ч. 9, 1957, № 6, р. 781; реферат: Сталь, Ы 3, 1958, стр. 249.

СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗА
наклепанного железа лежит при разных температурах. Возврат удельно-
~го электросопротивления заканчивается в основном при 400', тогда как
предел прочности и твердость при э~той температуре падают еще,весьма
.незначительно. Это благоп~риятствует применению железа,в качестве
проводникового материала. Возврат всех свойств ~наклепанного железа
заканчивается приблизительно при 500'. При этой температуре снимае1-
ся также большая часть вызванных наклепом остаточных напряжений,
хотя полностью напряжения снимаются при температуре, приблизитель-
но равной полови~не температуры плавления.
~ &gt
р~ 150
~з
& t;
- 10
ф
q ~O
70
~ 30
+ ЗО
го '.
/5 &
10
Ъ)
Ю
60 ~
Я~
40 ~~
30 ~~
ЮО
а. 70
+~ бО
;su
40
30
0
0 Ю Л Ю 40 50 бО ~Р 80
Сужению p, ~
о zu ~о юо ю юо
Степень дщ~ормации, %
Рис. 4. Влияние наклепа на меха-
нические свойства технически чи-
стого железа
Рис. 5. Диаграммы истинныл на-
пряжений для меди (1} и техниче-
ски чистого железа {2; 0,03% С}
Что касается рекристаллизацеи наклепанного железа, то .можно
считать, что она нач~и~нается около 450'; эта температура приблизитель-
но совпадает I: гомологичеокой температурой 0,4 7'„,по известному п~ра-
нилу А. А. Бочва~ра 11551, где 7„— абсолютная температура плавления.
Однако эта температура соответствует чистому железу и степени дефор-
мации выше 90'/а. С уменьшением степени деформации ~и увеличением
количества примесей, как 'EI у других металлов, рекристаллизация начи-
нается IllpH более высокой температуре, как можно видеть из многоч~ис-
леHiHblx рекристаллизационных диапрамм, поспроенных для железа раз-
личных сортов [см. 21. Kaz и у ряда других металлов, температура нача-
.ла рекристаллизации железа несколько выше в случае деформи~рования
растяжением, чем при дефо~рмирова~нии его сжатием, например прокат-
кой, волочением,и т. п., причем эта разница особенно велика (больше
250') у монокристалла.
К~ритическая степень деформации для технического железа состав-
ляет приблизительно 10%, а критическая температура около 750'. При
этих усл~овиях величина рекристаллизованных зерен получается наи-
'большей. Однако критическая степень деформации и наибольший раз-
мер рекристаллизованного зерна сильно зависят от степени чистоты же-
леза. Чем меньше пр~имесей содержится в последнем, тем меньше крити-
ческая степень деформации и тем крупнее получаемое после рекристал-
лизации зерно. Так, на технически чистом железе были получены [81
зерна площадью около 70000 мк2 при степени деформации около 5%, а

14
;ЖЕЛЕЗО
на более чистом электролитическом железе, переплавленном в вакууме
1см. 7], — зерна размером около 400000 мк' при степени деформации
меньше 5'/О.
Воз~можность получения у железа очень крупного зерна за счет
иритичесиой деформации и последующей рекристаллизации использует-
ся или может быть использована тогда,,когда от железа требуется вы-
сокая магнитная проницаемость и малая коэрцитивная сила,, а также.
как один,из методов получения железных монокристаллов. В этих слу-
чаях температура отжита должна быть по возможности более высокой,.
а выдержка продолжительной, так как при этом используется не только
рекристаллизачия обработки, но и собирательная реиристаллизация.
Ы частности, весьма высокие магнитные свойства железа, приведенные
выше на рис. 1, частично объясняются и его очень ирупны|м зерном.
Если же от железа требуется высокая вязкость, то иритической дефор-
мации или рекристаллизации п~ри критической температуре следует.
избегать, так как это вызывает резкое снижение ударной вязкости, по-
нижение сопротивления отрыву и повышение иригической температу-
ры хруп,каст'и.
Следует иметь в виду, что у железа, особенно т е х н и ч е с к и
чистого, наблюдается склонность к неравномерному росту зерна п~рн
рекристаллизаци~и, т. е. к сильному избирательному росту отдельных
кристаллов (~рис. 6). Необходимо поэтому обеспечивать однородность.
исходной структуры и деформации, равномерный и ускоренный 'HB-
грев.
Чем крупнее зерна, тем в большей степени проявляется анизотпо-
пия свойств железа. Модуль нормальной упругости E у моноиристаллв
железа в направлении тригональной оси [11 ] равен 29000 ка~"им2, в на-
правлении тетрагональной оси [100] 13500 кфмм', а у поликристалли-
ческого железа он имеет среднее значение 21280 кг/мм'. Модуль сдвч-
га G у монокристалла в направлении [111] составляет 11800, в направ-
лении [100] только 6100, а у поликристаллического железа 8510 кгlмм-'
Анизотропия модуля упругости у железа как у ферромагнитного ме-
талла складывается из естественной анизотропии и анизотропии, свя-
занной с магнитомеханострикцией [ам. 11,3]. Твердость монокристалла
имеет низшее значение для плоскости (100), среднее для плоскости
(111) и наивысшее для плоскости (1.10). С анизотропией (прочности
межатомной связи) связано также наличие у кристалла железа, как и у
многих других кристаллов, плоскостей спайности, перпендикулярно к
которым разрушение происходит при малых напряжениях, что имеет
важное значение при хрупком разрушении железа и стали. Химические
свойства железа (растворимость) также зависят от кристаллограф~и-
ческого направления.
Наиболее резко выражена анизотропия магнитных свойств желе-
за, теория которой была впервые разработана Н. С. Акуловым [11]. На
рис. 7 представлена основная кривая намагничивания для монокрис-
талла железа, из которой видно, что в направлении «легкого» намаг-
ничивания ПОО], т. е. ребра куба, насыщение достигается уже в поде
70 эрстед, а в направлении «трудного» намагничивания [111] т. е. про-
сгранственной диагонали куба, насыщение наступает только в поле
470 эрстед. В очень чистом монокристалле железа анизотропия прояв-
ляется, весьма резко и в слабых полях, в которых согласно рис. 7 свой-
ства во всех направлениях как будто одинаковы. На чистейшем, отож-
женно~м при высокой температуре в водороде и охлажденном в маг-
нитном поле, моножристалле железа была получена в направленич

СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗА
15.
во
1Ю
Igg
&l ;~
&gt
Ю
~ коо
ЮО
ЛЮ
0 800 4ОЮ ЮО 470 &lt;
A', ~,ослеп
Рис. 6. Микроструктура технически чистого же- Рис. 7. Анизотропность магнитных-
леза после наклепа и рекристаллизации. )(90 сВойств у монокристалла железа
С точки зрения взаимодействия железа с другими элементами в.
сплавах, а также для ферромагнитных и других свойств железных
сплавов, большое значение имеет строение его атома, характеризующе-
еся недостроенной внутренней электронной d-оболочкой при наличии
электронов во внешей s-оболочке. По этому признаку железо относит-
ся к металлам 1-й переходной группы. По-видимому, это является при-
чиной того, что железу присуще явление полиморфизма. По современ-
ным воззрениям изменение кристаллической решетки металла при по-
лиморфных превращениях связано с изменением распределения элек-
тронов в атоме между s- u d-уровнями, что делает термодинамически
более выгодным существование той или иной модификации в данном
интервале температур. Поэтому полиморфизм наблюдается главным
образом у металлов переходных групп.
Изучению полиморфизма железа после открытий Q. К. Чернова
было посвящено большое количество работ, так как это явление очень
важно для термической обработки и свойств стали. В настоящее времч
легкого намагничивания 11001 максимальная проницаемость.
1400000 гаусс/эрстед, т. е. в 4 раза больше полученной на весьма чис-
TOM поликристаллическом железе, хотя и,имевшем крупные зерна
(рис. 1). На монокристалле же сплава Fe+ 6,4% Si после термомаг--
нитной обработки значение pm «достигало 3800000 гаусс/эрстед.
Анизотропия железа имеет и важное практическое значение, так
как путем комбинирования пластической деформации и напрева в QII-
ределенных условиях можно создать в поликристаллическом материа-
ле текстуру, т. е. преимущественную ориентировку тех или других кри-
сталлографических осей в направлении деформации пе~рпендикулярно.-
яли под определенным углом к последней, что сказывается соответст-
венно и иа свойствах: в одних случаях отрвцательно, в других — поло-
жительно. Такой способ обработки, т. е. создание текстуры, в настоя-
щее время используется не только на чистом железе, .но и еще более-
эффективно на сплавах железа с кремнием, сплавах железа с никелем.
и др. для получения ма-
тсриала, имеющего вы-
дающиеся магнитные
свойства вдоль прокатки
за счет ухудшения их по-
перек прокатки.

16
~EЛЕЗО
можно считать установленным, что железо в зависи~мости от температуры
существует в двух модификациях: а-железо с решеткой К8 устойчиво
до температуры 910', при которой оно переходит в у-железо, имеющее
решетку К12. Последнее при 1401' снова переходит в модификацию а.
которая обозначается К Температура плавления железа, определенная
на современных чистейших его сортах, составляет 1539'.
Превращение Аз, т. е. уФ~, обнаруживает гистерезис, величина ко-
TGpoI' для чистого металла должна считаться довольно значительной.
Так, Руэр и др. [см. 7] нашли, что с увеличением скорости охлаждения
от 1 до 12 град/мин. положение критической точки Ar3 снижается с
9ОО до 892'. Эти же авторы установили для превращения с~- т при,на-
гревании температуру 906'. В более позднее,время методом ~измере-
ния магнитной восприимчивости была найдена для превращения а"[
температура 924' ~- 3' и методом термического анализа в другом ис-
следовании 911'~- 1'. Такое расхождение едва ли можно объяон~ить
соответственной разницей в скорости нагревания,и охлаждения. Пра-
вильней предположить, что точка Аз оказалась выше вследствие зна-
чительно большей чистоты иослвдованного материала, предста~влявше-
го собой переплавленное в вакууме или отжигавшееся в высоком ва-
хууме электролитическое железо.
В связи с этим необходимо указать, что омеще~ние критической
точки Аз вверх у железа высокой чистоты наблюдалось неоднократно.
.Лто обстоятельство, а также анализ поведения очень чистых сплавов
железа с кремнием и другие наблюдения дали повод ряду исследова-
телей [4] высказать предположение, что химически чистое железо не
имеет аллотропичесиих превращений, а существование наблюдающей-
ся в железе модификации у обусловливается наличием в нем примесей.
Яля такого предположения имеются некоторые основания таккак
распределение электронов .по уровням ~может меняться под воздействи-
.ем не только температуры, нэ и давления. Примеси же повышают
«внутреннее да~вление», вызван~кое вхождением, особенно внедрением
посторонних атомов в,решетку железа. Однако экспериментально это
не доказано. Во всяком случае, на наиболее чистом железе, получен-
ном до сих пор, еще наблюдается превращение ~- у.
Вследствие более плотной упаковки атомов в гранецентрированной
решетке (коэффициент компактности 0,74) у-железо имеет меньший
удельный объем, чем с-железо (коэффициент компактности решетки
0,68). Поэтому превращение а~у сопровождается резким уменьшени-
,ем объема. Превращение у ~сопровождается обратным удлинением,
причем кривую удлинений!В области О можно рассматривать как непо-
.средственное продолжение кривой в области а. Точка Кюри для чисто.
го железа т. е. переход его из ферромагнитного в парамагнитное сос-
тоян~ие, соответствует температуре 769', точнее, интервалу температур
'И9 — 784'.
На протяжении последних лет высказывались предположе~ния о
наличий в железе превращений при температурах ниже 700; что IIoII
тверждалось наблюдавшимися рядом авторов отступлениями от плав-
ного хода температурной кривой изменения различных физических
свойств. Однако эти предположения не получили подтверждения в бо-
лее точных исследованиях.
Поли~морфизм обусловливает специфическое изменение механиче-
ских свойств железа с температурой. Предел, прочности и твердость
имеют вторичный максимум ia районе превращения а ~!t. Величина
этого максимума колеблется в широких пределах в зависимости от ус-

СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗА
17
ловий опыта, что хорошо видно из рис. 8, где обе кривые относятся к
железу одинакового химического состава (газы не учитывались) [211.
Б других опьггах [461 вторичный максимум предела прочности состав-
лял 1,75 — 2,5 кг/мм2. Хотя аналогичный максимум предела прочности
в районе полиморфного превращения наблюдается и на других метал-
лах (олово), а также на неметаллах (сера, кварц), наиболее вероятно
предположить, что он характеризует более высокую прочность /-желе-
за за счет большего начального коэффициента упрочнения его, чем у
~-железа. С повышением температуры прочность /-Fe падает, как и
а-фазы. M. Г. Лозинский [5l, изучая твердость стали с 0,2 и 0,35в/1о С
/ при нагреве до 1100' B вакууме,
также отметил значительное за-
f медление падения твердости в
области температур а Ф у-превра-
щен,ий.
z
1 'Ч
6 3
ф
О ~ 2
~ r
Ъ
0
г
Е00 700 ЮО ЯЮ 4000 МР
~e~nepamyptr~ C
ЛО ЯЮ ~Щ7 800 ГОЯ
7ачлЕ,Патурп, 'С
Рис. 8. Изменение предела прочяости желе-
за с повышением температуры:
1 — по H. Ф. Лашко и др.; 2 — по Роллю
Рис. 9. Изменение чи1сла кручений до
р азрушения у электролитического
железа с повышением температуры
(Совер),
Это явление, имеет и практическое значение, так как показывает,
что в районе превращения аФу сопрот1ивлекие железа пластическому
дефэрмированию возрастает. Одновременно в указанном районе тем-
ператур резко падают пластические свойства железа, характеризую-
щие способность его деформироватыся. Это,иллюстрируется рис. 9 [23],
на котором показано число кручений, выдерживаемых полосой элек-
тролитического железа п~ри |разных температурах. Не менее показа-
тельно в это~м отношении не имеющее пока достоверного объяснения
резкое падение ударной вязкости железа в определенном интервале
температур (рис. 10, а) ' [231. По исследованиям Г. Н. Мехеда [43] ма-
лые добавки алюминия, марганца и кремния уменьшают высокатемпе-
ратурную хрупкость,на 12 — 20о/а, но не устраняют ее полностью. Вы-
зывается хрупкость серой и кислородом, что частично подтверждается
данными рис. 10, б. Таким образом, для технически чистого железа су-
ществует опасный интервал температур 850 — 1150', в котором про~кат-
ка невозможна. Поэтому обработку начинают либо при 850', либо при
1250 1300', но прерывают при 1150' и,продолжают только тогда, ког-
да металл остынет до 850 — 800'. В железе, подвергнутом прокатке в
~интервале температур 850 — 950', ~наблюдаешься некоторое остаточное
'1
' Абсолютные значения ударной вязкости здесь, по-видимому, занижены из-за
слишком высокого содержания в железе кислорода, что подтверждается недостаточной
ударной вязкостью и при комнатной температуре (6 кгм/см2; часть кривой не приведена
на рис. 10).
I

18
ж,елезО
снижение ударной вязкости и после охлаждения его до комнатной
температуры. В случае же быстрого охлаждения из этой температур-
ной области ударная вязкость технически чистого железа падает рез-
ко, что может быть связано с получением,мартенаитообразной струк-
туры' или другой структурной составляющей, располагающейся по
границам зерен. На возможность такого объяснения указывают новей-
шие электроннографические исследования 1311, при которых в железе с
0,026о~а С после быстрого охлаждения с 700' был найден углеродистый
е &l
Ю
6'
~ь ф
.ЫО Ш 700800 ЮО 1000 800 ЯЮ /300
Темпераюура, 'С
ЛЮ 4Ю бРО В00 йЮО
7емпераюуро, С
б
Рис. 10. Изменение уда~рной вязкости (а) и пл~астичности (б) у тех-
нически чистого железа с температурой:
1 — 0,01% S, 0,04% 0; 2 — 0,01% S, 0,0б'/о 0; 8 — 0,01% $, 0,25% 0
и азотистый аустенит в ~виде плении по границам зерен. В железе, со-
державшем 0,002% С и 0,002% N, после закалки с 700' аустенита не
было обнаружено. Возможность полного фиксирования ~мартенсита в
сплавах железа с (0,1% С при резком охлаждении их с температур
1000~1050' показана прямыми опытами Г. В. Курдюмова ~и д~р. [35]
2. СОВРЕМЕННЫЕ ПРОМЫШЛЕННЫЕ СОРИ'А ЖЕЛЕЗА
Промышленное значение, имеют те сорта железа, которые можно
получать в массовом, масштабе. К ним относятся технически чистое же-
лезо, сварочное или кричное железо, получаемое по новому методу,
электролитическое,и карбооильное железо. Большое развитие в послед-
ние годы получило изготовление ~разнообразных сравнительно, мелких
.изделий из порошкообразного железа методом поро1пковой металлур-
гии (железокерамики), развивается металлургия волокна. Что касает-
ся сортов железа более высокой степени чистоты, то только для желе-
за, получаемого переплавкой,в высоком вакууме (остаточное давление
(10-' мм рт. ст.), и частично для электролитического железа, очища-
емого водородом, в настоящее время "раз~работаны способы полупро-
мышленного производства. железо других сортов либо производится
только в лабораторных масштабах, либо его производство еще только
разрабатывается. Но и для &lt;свысоковакуумно о» жел за ще недос
' Подробнее о подо~бной структуре в легированном ферркге ом. на стр. 138.

СОВРЕМЕННЫЕ ПРОМЫШЛЕННЫЕ СОРТА ЖЕЛЕЗА
'19
точно ясны области применения, в которых ero технические достоинст-
ва будут окупать, высокую стоимость.
)Келезо технически чистое {СССР} имеет следующее со-
держание премесей, р/р.'
С Nn Si 8 P Си
&lt;.0, 25 &lt .0,0% (0,03 lt;0,0 5 &lt
Техническое железо выплавляется в ма~ртеновсиих печах. В производ-
стве технически чистого железа важнейшую роль играет процесс рас-
кисления, связанный с большими трудностями'.
Веден|ие процесса, можно было бы облегчить и количество кисло-
рода в железе уменьшить, если бы можно было повысить в нем содер-
жание кремния и марганца. Однако если железо применяется как вы-
сокопластичный материал для глубокой вытяжки, эти элементы не-
желательны. Если QHQ применяется в качестве магнитномягкого мате-
риала, то содержание в нем марганца и особенно кремния может быть
увеличено в 10 раз. Поэтому в железе, предназначенном для элект-
ротехнических целей, допускается содержание до 0,2Р/o Мп и до 0,3'/р
Sl. Положительное 3~начение этого обстоятельства связано с тем, что
кислород сильно ухудшает не только ударную вязкость, но .и магнит-
ные свойства железа. Так, например, коэрцитнвная аила Н, железа,
в котором содержан~ие кислорода не превышает О,035Р/р, составляет
0,7 — 0,75 эрстеда, тогда как для железа со средним содержанием
0.05Р/~ О и -0,05'/р С мы получили [141 Н, = 1,0 — 1,2 эрстеда, а для
железа с 0,09 — 0,20 /o О Н, доходила до 3,9 эрстеда.
Таким образом, содержание кислорода в технически чистом желе-
зе следует контролировать. Так как непосредственное химическое оп-
ределение кислорода далеко не всегда возможно, то в качестве спосо-
ба контроля можно рекомендовать испытание ударной вязкости (для
листовых изделий — на образцах от сутунки с применением эталона)
и микроанализ. Ударная вязкость, как видно из табл. 1, под влиянием
высокого содержания кислорода резко падает. При микроанализе в
железе, содержащем повышенное количество кислорода, обнаружива-
ется большое количество характерных включений закиаи железа
(рис. 11).
Положительные результаты дали опыты выплавки технически чис-
того железа для электротехнических целей в 10-тонной печи с приме-
нением в качестве шихты губчатого железа или смеси последнего с
50'/р чУгУна. ПолУченное железо содеРжало (0,02% С, (0,01Р/р Я и
(0,06% Мп. На листах толщиной 1,0 — 2,0 мм, подвергнутых холодной
прокатке с обжатием 40Р/р .и последующему закрытому отжигу при
бЫО — 700', коэрцитивная сила такого железа составляла -0,7 эрстеда.
Б 1,5-тонной дуговой печи из 100Р/р губки регулярно выплавляется у
нас технически чистое железо, применяемое в качестве основы для
производства ряда прецизионных сплавов и сплавов со специальными
свойства~ми [471.
В двадцатых годах Астоном в США был пред„ложен новый метод
изготовления сварочного или к р и ч н о г о ж е л е з а, которое по свое-
му составу и строению не отличается от сварочного пудли~нгового же-
леза. По этому способу малоуглеродистая жидкая сталь, обычно не
раскесленная, при 1540 — 1550' медленно выливается в жидкий желе-
зистый шлак, нагретый до температуры около 1350'. П~ри этом металл,
охлаждаясь, образует капельки, которые в тестообразном состоянии
' См., например, М. М. Ка рн а ухо а, Металлургия стали, 1934.

20
садятся на дно сосуда со шлаком и образуют крицу (весом до 2 т), ко-
торую затем обжимают под молотом при температуре выше 1250'.
.Шлак, находящийся в жидком состояныи, выжимаегся яз ~рицы, а ме-
талл сваривается.
Опыты изготовления сварочного железа по этому способу в Совет-
ском Союзе Ю4] показали, что такое железо вдоль направления ковки
имеет механические свойства, практически не отличающиеся от
свойств советского технически чистого железа; в частности, ударная
вязкость его составляет 12 — 16 кгм/см2. Сварочное железо обладает по-
вышенной стойкостью против атмосфер~ной коррозки и высоким коэф-
фициентом затухания колебаний, что обусловлено наличием шлака и
сравеительно небольшои чувсжительностью к надрезу.
Рис. 11. Миыроструктура технически чистого же-
леза, содержащего около 0,1% кислорода. )(400
(ср. с рис. 3)
В ряде спран кричное железо получается в больших вращающихся
печах, в которых навстречу движущейся жихте, сосгоящей,из смвси
руды, коксовой мелочи и флюсов, идет поток дымовых газов. Из высо-
котемпературной зоны печи выходит продукт, представляющий собой
тестообразный шлак с. включениями железных криц. Охлажденный
продукт после размола в шаровой .мельнице подвергают магвитной се-
парации с целью отделения железа от шла~ка. Коричное железо при-
меняют в основном как шихтовой материал при выплавке разных ста-
лей. В Советском Союзе проводились опыты использования легиро-
ванного никелем кричного железа, получаемого ~из орско-халиловских
руд, при выплавке хромоникелевых сталей типа 40ХН и 12ХН2А. Опы-
ты показали, что добавление в шихту 5 — 10% кричного железа при вы-
плавке таких сталей в больших мартеновских печах, технически и эко-
номически целесообразно [47].
Эл е к т.р о л итич е с ко е ж е л е з о, изготовляемое в заводском
масштабе, нормально содержит 0,008% С, следы S1, 0,036% Мп, 0,005%
Р и S, 0,01% Си. Непосредственно после осаждения оно содержит
'большое количество водорода, сообщающего железу хрупкость и силь-
но ухудшающего его магнитные свойства. Так, например, для железа,
осажденного при плотности тока 10 а/дм', была получена (141 коэрци-
~щвная сила 18 эрстед из-за высокого содержания водорода. Поэтому
.до применения электролитическое железо должно быть подвергнуто
~термической обработке, имеющей целью удаление водорода.

COBPEMEHHbIE ПРОМЫШЛЕННЫЕ СОРТА ЖЕЛЕЗА
Рядом исследований было показа.но, что в очцтич,ие от водорода,
поглощенного при травлении, который удаляется при кипячении или
даже после длительного вылеживания при комнатной температуре, во-
дород, поглощенный железом в процессе осаждения ври электролизе,
удаляется только при высоких температурах. Наиболее эффективно
водород удаляется при длительном (около 24 час.) отжиге в вакууме
при 850'. В результате такой обработки коэрцитивная сила железа
понижается в 8 — ~10 раз, доходя до 0,35 — 0,40 эрстеда, а максимальная
проницаемость повышается до 15000 гаусс/эрстед.
Еще меньшее количество примесей .и соответственно более высокие
свойства можно получить в том случае, если в качестве анода брать не
обычное железо, а электролитическое.
Один из недостатков элеютролитического железа, используемого в
качестве магнитно-мягкого материала, состоят в том, что оно имеет
большие так называемые потери на последействие, но последние могут
быть сильно снижены введением 0,5 — 1О/о Ав.
К ар бок,'ильн ое ж ел ез о получается из пентакарбонила же-
леза, в чистом виде представляющего собой почти водяного цвета жид-
кость состава Ре(СО)а с температурой кипения 102,7' и температурой
затвердевания — 20'. ~Келезо получается в виде порошка при разложе-
нии паров пентакарбокила при температуре 250 — 300'. Частицы железа
имеют круглую форму (рис. 12, й), диаметр 1 — 10 мк. Каждая частица
о
состоит из кристалликов размером 50 1ОО А. Карбонильное железо по
условиям получения может содержать большое количество примесей:
до 2% С и до 4% О. Карбиды и окислы располагаются в частице кар-
бонильного железа в виде тонких концентрических шаровых прослоек
(рис. 12, б).
Яля некоторых целей, например для изготовления магнитодиэлек-
триков или других металлокерамнческих изделий, ка~рбонильное желе-
зо применяют в порошкообразном виде. В большинстве же случаев его
перерабатывают в листы, полосы или ленты. Для этого порошок под-
вергают спекан~ию, и полученное пористое тело проковывают и прока-
тывают на требуемые профили.
В процессе спекания достигается также рафинирование железа от
углерода и кислорода. Для этой цели применяют два способа. Первый
способ заключается в нагреве порошка з обычной, т. е. окислительной
среде. В этом случае составляется смесь разных порошков так, чтобы
отношение количеств углерода и кислорода составляло 2: 3; тогда оба
эти элемента удаляются из,смеси в виде окиси углерода, ыотор~ая одно-
временно предохраняет порошок от окисления. Наилучшие результаты
получаются после опекания при 1050' в течение 3 час. Удельный вес до
спекания составляет 3,2 — 3,3 г/см', после спекания доходит до 6 г/см',
после ковки или прокатки — до 7,6 — 7,8 a/см'.
Несмотря на удобство и дешевизну этого способа спекаиия, он вы-
тесняется более, надежным и эффективным вторым способом — спека-
нием в струе водо~рода. В этом случае нет необходимости дозировать
углерод и кислород, так как удаление обоих элементов происходит за
счет водорода, который также предохраняет порошок от окисления. В
начале процесса, когда происходит наиболее интенсивное удаление
примесей, целеооаб~разно вести нагрев при сравнительно невысокой
температуре, прои которой происходит лишь слабое спекание ~и, следа;
вательно, уплотнение. После этого следует .вести нагрев при высокой
температуре, при которой получается чушка достаточной плотности.
Ковку или прокатку полученной чушки легче всего проводить не-

22
)КЕЛ ЕЗО
посредственно после епекания,,не охлаждая ее до комнатной темле-
туры. Режим ковки (или прокатки такой же, как у компактного железа;
только в начале процеоса, вследствие пористости чушки, необходимо
давать малые обжатия.
Рис. 12. Частицы ка~рбонильного железа (В. И. Евсеев):
а — порошок. Х500; б — спрессованное.& t; Х1
О механических свойствах карбонильного железа уже говорилось
выше. Что касается его магнитных свойств, то уже в прокатанном со-
стоянии листы ~имеют начальную проницаемость 800 — 1200 гаусс/эрстед
и коэрцитивную силу около 0,3 эрстеда; После отжига в вакууме при
850 — 890 с последующим медленным охлаждением начальная прони-
цаемость повышается до 2000 — 3000 гаусс/эрстед, максимальная прони-
цаемость — до 20000 гаусс/эрстед, а коэрцитивная сила снижается до
0,1 эрстеда. К недостаткам карбонильного железа как магнитномягко-

СОВРЕМЕННЫЕ ПРОМЫШЛЕННЫЕ СОРТА ЖЕЛЕЗА
23
го материала относится найденный в нем особый вид потерь на после-
действие, получивших название «потерь на последействие Рихтера» и
связанных, по-видимому, с релаксационными процессами.
Главный же недостаток карбонильного железа — его пока еще вы-
сокая стоимость. Однако B,ïoñëåäíåå время, .в связи со значительным
расширением производства карбонильного железа в СССР, стоимость
его значительно снизилась и продолжает снижаться.
Большое развитие в последние годы получила железокерамика,
т. е. изготовление из железного порошка способами порошковой метал-
лургии различных изделий: пористых (25 — 30'/О пор), типа самосма-
зывающихся,подшипников и т. п., полупористых (12 — 15'/р пор), напр~и-
мер шестеренок,,плотных (до 5 60/О пор), а также.изделий со специаль-
ными свойствами, как напри~мер лолюсные .наконечники, и др. Метал-
локерамическим способом можно изготовлять из железного порошка и
полу~фабрикаты. К желез~окер~а~мике относится, в частности, описанная
выше ~перера~ботка порошка кар~бонильного железа в листы, полосы или
ленту. Если применяется порошок, не требующий предварительной
рафиыировки то прокатку ленты можно вести по обычной технологиче-
ской схеме железокерамики (в этом случае порошок засыпают между
валками и обжимают при комнатнои температуре под давлением около
б т/см2). Лента подвергается спекан~ию в методической печи в течен~ие
нескольких секунд при 1380~1400' 130].
Порошковой металлургии железа посвящена уже обширная зару-
бежная и отечественная литература [66]. Поэтому мы ограничимся
краткими замечаниями, относящимися к самому порошку.
Качество железистого порошка [см. 69] определяется преыде всего
количеством содержащихся в нем окислов. Вследствие большой актив-
ной поверхности железного порошка, независимо от способа его получе-
ния, в нем всегда ымеются окислы. KipoMe того, в порошке, могут содер-
жаться окислы, связанные с условиями его получения. Наименьшее ко-
личество окислов содержит электролитичеокий железный порошок, по-
лучаемый при дроблении ~в шаровых мельницах электролитического же-
леза, осажденного при большой плотности тока. Наибольшее количество
окислов содержится в порошке, полученном путем восстановления ока-
лины, гла~вным образом, вследствие неполного восстановления последней.
С уменьшением количества окислов в,порошке сильно возрастает предел
прочности полученных из него железоке~рамических изделий и улучшает-
ся его прессувмость.
Не менее важный фактор — сопротивление зерен порошка дефор-
мированию при сжатии. Это свойство порошка определяется в доста-
точной степени микротвердостью его зерен (рис. 13). Наиболее благо-
приятно сочетание свойств у отожженного электролитического железа.
Зерна его иом~пактные, осколочной фо~рмы (рис. 13, а) и имеют м~икро-
твердость 126 кг/мм', т. е. такую же как у феррита нормальной плотно-
сти. Изделие из такого порошка имеет .плотное строение (рис. 13, б).
Микротвердость зерен железа, восстановленного из окалины, вследст-
вие их пористости, ниже (около 90 кг/мм'); это ухудшает структуру и
снижает качество изделия из такого порошка (рис. 13, 8, г). Особенна
вредны остаточные окислы, обнаруживающиеся в виде темно-серых
включений с микротвердостью 330 — 340 кг/мм' внутри неполностью
восстановившихся зерен порошка. Таких включений особенно много в
недостаточно восстановленном, порошке, из которого окислы переходят
в изделие. Микротвердоспь зерен, превышающая 200 кг/мм2, вследствие
ли наклепа, поглощения порошком водорода, наличия карбидов, раст-

желЕ30
24
воревных в феррите элементов —,кремния, марганца, хрома и др., де
лает железный порошок малопластичным, плохо прессующимся или
Рис. 13. Форма зерен различ~ных железных порошков и микроструктура спрессованных
из них изделий (без травления):
a — порошок электролитического железа. Х80; б" — изделие из него. Х100: в — порошок, восстанов-
ленны~ из окалины. Х80: г — изделие из него. Х100
совсем не прессующимся материалом. Особенно вреден кремний, нали-
чие кото~рого в порошке, кроме того, усиливает износ прессформам.
Важное значение для железокерамиии имеет достаточно эконоиич-

СОВРЕМЕННЫЕ ПРОМЫШЛЕННЫЕ СОРТА ЖЕЛЕЗА
ное производство желез~иапо порошка. В настоящее время существует
ряд промышленных методов произ~водства порошка: 1) механическое
дробление ~проволоки в вихревых мельницах; 2) электролиз с последую-
щим дроблением катодного железа в шаровых мельницах; 3) r&lt;aip
нильный,метод; 4) восстановление окалины; 5) электроэрозионный ме-
тод; 6) восстановление природным газом переработанных пиритных
огарков; 7) распыление расплава в газовой среде g центробежным спо-
собом и др. [49, 87]. Наиболее дешевыми способами пока являются
дробление проволоки в,вихревых ~мельницах и восстановление окалины.
Наиболее рентабелыный — способ восстановления окалины,,не требую-
щий пр~именения проката (как вихревой способ) и позволяющий ути-
лизировать отход прокатных цехов — окалину. Недостаток этого спо-
соба, кроме несколько более низкого качества порошка, в его малой
п|роиаводительности. Принципиально в это вроизводство может быть
перенесен опыт прямого восстановления железа. Однако существенная
разница, .имеющая значение для производительности, заключается в
том, что при,производстве порошка нельзя значительно повышать тем-
пературу, так как выше 800 — 850' частицы начинают сильно слипаться.
Повышение производительности может быть достигнуто за счет восста-
новления порошка окалины во взвешенном состоянии путем вдувания
его в камеру снизу вместе с восстановительным газом.
Кроме того, развивается производство волокнистого железа. Име-
ются данные (54 и д~р.1, что,при одинаковой пористости волокнистое же-
лезо имеет более высокие значения прочности и вязкости, чем обычная
железокерамика.
В СССР новые методы «металлу|ргии волокна» разработаны (под
руководством А. В. Улитовского) и разрабатываются в Институте ме-
таллургии Академии наук.

П. О видах и прочности межатомной
связи в железе и его сплавах
Механические, физические, химические и прочие свойства метал-
лов и сплавов, а следовательно, железа и его сплавов, определяются
видом и прочностью межатомной связи и структурой. Однако в боль-
шинстве случаев фактор межатомной связи маскируется или перекры-
вается структурным фактором. Лишь немногие свойства сравнительно
слабо реагируют на структуру, и поэтому их часто называют структур-
нонечувствительными. хотя правильней было бы называть их слабо-
структурночувствительными. К ним относятся, например, модуль упру-
гости, магнитное насыщение, элвктросопротивление, коэффициент теп-
лового расширения и некоторые другие. Но и в изменении многих струк-
турночувствительных свойств велика роль вида и прочности межатом-
ной связи. В особенности сильно межатомная связь влияет на условия
образования и диссоциации, строения, свойства и особенно поведения
фаз в сплаве. Поэтому до рассмотрения особенностей фаз, образуемых
легирующими элементами в стали, и влияния элементов на протекаю-
шие в последней физико-химические процессы, необходимо остановить-
ся на вопросе о видах и прочности межатомной связи в железе (стали)
и влиянии, оказываемом на межатомную связь легирующими элемен-
тами.
Как известно, различают следующие основные виды межатомной
СВЯЗИ:
1. И о н н а я с в я з ь, называемая также гетерополярной, ~полярной,
осуществляется таким образом, что один из взаимодействующих ато-
мов «отдает» один или больше электронов и становится положительно
заряженным ионом. Другой из взаимодействующих атомов, приобретая
электроны, становится отрицательно заряженным ионом. Положитель-
ные и отрицательные ионы электростатически притягиваются друг к дру-
гу и удерживаются на определенном расстоянии, на котором уравнове-
шиваются силы притяжения и отталкивания и потенциальная энергия
имеет минимум. Работа, которую необходимо затратить на разрыв свя-
зи. есть энергия связи.
2. Г о~м е о п о л я р н а я с в я з ь, называемая также ковалентной,
осуществляется путем обобществления одного или нескольких электро-
нов, принадлежащих после этого одновременно двум или нескольким
связываемым атомам. В отличие от ионной, гомеополярная связь обла-
дает свойствами насыщаемости, так как она осуществляется только не-
спаренными электронами. После того как электрон спарился с другим,
он не может больше участвовать в связи.
3. Металл и ч е с ка я с в я зь осуществляется путем обобществ-
ления у атомов их наружных HJIH валентных электронов, образующих
электроны проводимости. Последние удерживают электрическими сила-
ми положительно заряженные, ионы, помещающиеся в узлах кристалли-
ческой решетки. Металлическая связь не обладает ни свойством насы-
щаемости, ни направленностью. По этим причинам атомы металлов мо-

ВидАх и пРОчности межАтОмнОЙ связи 9 яелеЗВ и еГО сплАвАх 27
гут объединяться в сколь угодно бо,пыцие агрегаты (гигантские «моле-
кулы»), облегчается замена или замещение в кристаллической решетке
атомов, вернее, ионов одного металла ионами другого металла, и метал-
лы обладают склонностью к образованию интерметаллических фаз пе-
ременного состава.
В своем .первоначальном элементарном виде теория металлической
связи, рассматривавшая электроны проводимости как идеальный элек-
тронный газ, могла объяснить только высокую электро- и теплопровод-
ность металлов и металлических сплавов. Объяснение ряда других яв-
лений стало возможным только после разработки так называемой зон-
ной теории твердого тела', в которой учитывается волновая природа
электронов. Электроны рассматриваются не как совершенно свободные,
а IKBK движущиеся в некотором среднем периодическом потенциальном
поле кристалла, создаваемом всеми электронами H ядрами. Зонная тео-
рия способствовала выяснению многих сложных воп~росов металличе-
ского состояния, но сейчас и эту теорию, по крайней мере в ее нынеш-
нем состоянии, нельзя считать удовлетворительной, и перед теорией ста-
вятся ивовые задачи [19].
4. О с т а т о ч н а я с в я з ь, называемая также молекулярной илп
ван-дер-ваальсовой, имеет три составляющих: 1) ориентационный эф-
фект за счет притяжен|ия между перма~нентными диполями; этот эф-
фект может быть главным или значительным в телах с полярными мо-
лекулами; 2) индукционный эффект за счет притяжения между диполя-
ми, образующимися в результате поляризации молекулы электрическим
полем соседних молекул; эта сОставляющая почти всегда наименьшая;
3) дисперсионный эффект (квантовомеханический), который не под-
дается точному определению и заключается в том, что очень быстро
изменяющиеся диполи, обусловленные движением электронов, создают
электрическое поле, индуцирующее в других молекулах диполи, а по-
следние взаимодействуют с вызвавшими их мгновенными диполями.
В большинстве случаев дисперсионный эффект является главным.
В чистом или почти чистом виде остаточная связь существует толь-
ко в благородных газах, приведенных в твердое состояние. Но в боль-
шем или меньшем количестве остаточная связь, в силу своей природы,
существует во всех твердых телах, в TQM числе в электрически нейтраль-
ных молекулах и в металлах. Однако она настолько слаба по сравне-
нию с другими видами связи, что с ее влиянием в металлах и металли-
ческих сплавах в большинстве случаев можно не считаться.
Каждому из видов межатомной связи присущи характерные меха-
ничвские, физические и прочие свойства. Так, например, для ковалент-
ной связи, если только в веществе нет слоев, связанных между собою
другими, более слабыми видами связи, характерна очень малая способ-
ность или полное отсутствие способности к пластической деформации,
а следовательно, высокая твердость. Примером могут служить алмаз,
кремний, германий. Такие вещества являются либо диэлектриками, как
в твердом, так и в жидком состоянии, либо, при большом расстоянии
валентных электронов от ядра, как например в кремнии, германии,—
полупроводниками. Веществам с ионной связью п~рисуща большая хруп-
кость. В электрическом отношении они являются обычно диэлектрика-
ми в твердом и проводниками (с ионной проводимостью) — в жидком
состоянии. Для металлической связи, кроме высокой электро- и тепло-
проводности и положительного температурного коэффициента электро-
сопротивления (последнее считается важнейшим признаком металли-
' Подробней о зоиной теории см. [34, 120, 622], а также [19].

28
О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕЖАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЖЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ
ческого состояния вещества), характерна высокая пластичность,
т. е. малое сопротивление пластической деформации путем сдвига.
Мерой прочности межатомной связи с ббльшим или
меньшим приближением могут служить: 1) энергия сублимации (воз,
гонки), т. е. работа разделения вещества на изолированные атомы;
2) в первом приближении — температура плавления; 3) характеристи-
ческая температура; 4) эн~ергия активации самодиффузии; 5) модуль
нормальной упругости Е и модуль сдвига G; 6) коэффициент теплового
расширения и др. В последнее время Г. В. Курдюмов с сотрудниками
156] в качестве критерия прочности межатамной связи используют из-
менение динамических искажений, т. е. среднего квадратичного от-
клонения атомов от положения равновесия при тепловых колебаниях,
устанавливаемых рентгеновской съемкой образца при двух достаточно
низких температурах.
Следует, однако, сказать, что, хотя все указанные физические ха-
рактеристики связаны с прочностью межатомной связи, каждая из них,
по-видимому, по-разному реагирует на различные причины изменения
прочности связи.
Прочность межатомной связи анизотропна. В частности, этим объ-
ясняется анизотропность модуля упругости у монокристалла железа
(см. стр. 14), а также наличие у многих кристаллов, в том числе у
кристалла а-железа, плоскостей спайности, перпендикулярно к которым
происходит разрушение при малых напряжениях.
В реальных телах ни одна из перечисл~енных форм связи почти ни-
когда не осуществляется в чистом виде. Это в равной мере относится
к металлам и сплавам, особенно к таким сложным системам, как со-
временные легированные стали и другие железные сплавы. Даже в ме-
таллах. особенно т е х н и ч е с к и чистых, обычно не все атомы бывают
полностью ионизированы, и электроны проводимости далеко не всегда
равномерно распределены. Это прежде всего относится к марганцу, чем,
возможно, и обусловлены его специфические особенности. Что же ка-
сается сплавов, то применительно к ним можно говорить только о пре-
обладании той или иной формы связи и о степени наложения связи раз-
ных типов друг на друга, приводящего к различным промежуточным
состояниям связи [32].
В настоящее время еще нет данных о количественном соотношении
типов связи в сплавах. Е. С. Макаров 1321 делает попытку расположить
фазы в сплавах в следующий ряд по признаку убывающей металличе-
ской и усиливающихся неметаллических форм связи '.
1. Непрерывные твердые растворы и сверхструктуры.
2. Фазы Лавеса [cM. 341 и близкие к ним фазы с плотнейшей упа-
ковкой атомов в решетке.
3. Фазы внедрения.
4. Соединения электронного типа (фазы Юм-Розери1.
5. Фазы со структурой CsC1- и NaT -типа.
6. Фазы никель-арсенидного (NiAs) типа. °
7. Фазы со структурой типа флюорита (CaF2), в которых еще за-
метны металлические свойства.
8. Нормальные валвнтные и~нтерметалличеокие и полуметалличе-
ские фазы.
Важно при этом отметить, как подчеркивает и автор, что в каждой
из этих групп тип связи не фиксирован, и возможны более или менее
' В последнее время П. И. Крипякевич и Е. Е. Черкашин (20] предложили более
детализированное деление интерметаллических фаз по этому признаку. Ими же при-
водится систематизированный перечень фаз.

О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕЩАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЭКЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ 29
широкие вариации отношений между металлической, ковалентной и
HOHHQH iOBRBRMH.
В легированной стали могут встретиться фазы почти всех этих ти-
пов. Однако встречаются они не одинаково часто и не все имеют оди-
наковое значение для формирования структуры и свойств стали.
Важные особенности химической связи, а следовательно, и фаз, об-
разуемых легирующими элементами в стали, обусловлены тем, что же-
лезо и многие легирующие элементы являются переходными металлами.
Этим же обусловлены и многие свойства железа и его сплавов, в част-
ности, магнитные. Поэтому мы считаем, что целесооб~разно кратко на-
помнить о строении атома переходных металлов, которое и определяет
их специфику.
Как известно, третий период в периодической системе gl,. И. Менде-
леева заканчивается заполнением Зр-состояния. Четвертый период на-
чинается заполнением состояния 4s; после того как 4s-состояние за-
полнено (Ca; Z = 20), начинается заполнение или «достройка» Çd-со-
стояния. Элементы с порядковым номером от 21 до 28, т. е. от Sc до Ni,
имеющие недостроенную электронную Çd-оболочку при наличии элект-
ронов в 4s-оболочке, относятся к металлам первой переходной группы.
Элементы с порядковыми номерами от 39 до 45, у которых идет дострой-
ка 4d-оболочки при наличии электронов в 5s-оболочке, относятся к ме-
таллам второй переходной группы. К металлам переходных групп отно-
сятся также: редкоземельные металлы, имеющие порядковые номера от
57 до 71; элементы с порядковым номером от 72 до 78 с недостроенной
5d-оболочкой при налички электронов в бр-оболочке и некоторые дру-
гие элементы. В табл. 2 показано распределение электронов по группам
и подгруппам в атомах некоторых переходных металлов, которые пред-
ставляют или могут представлять интерес в качестве легирующих эле-
ментов в стали. Медь, имеющая достроенную Çd-оболочку, приведена
в табл. 2 для сравнения.
Последовательность заполнения электронами ячеек или орбит в
подгруппах определяется установленнои закономерностью, согласно ко-
товой в пределах одной подгруппы энергетически выгоднее такое распо-
ложение, чтобы число неспаренных электронов с параллельными спи-
нами и суммарный спиновый момент были наибольшими. В соответст-
вии с этим принципом заполнение достраивающегося уровня происходит
так, что первые 5 электронов имеют одно направление спина, а после-
дующие 5 — обратное, как это видно из табл. 3 для первой переходной
группы. Поэтому число непарных электронов в атомах в основном состо-
янии равно: у титана 2, у ванадия 3, у хрома 6, у марганца 5, у железа 4,
у кобальта 3, у никеля 2. У меди, приведенной в табл. 3 для сравнения,
имеется один непарный электрон в подгруппе 4s.
Гомеополярная химическая связь, как указывалось выше, осущест-
вляется неспаренными электронами. Вследствие этого валентность эле-
мента в этом случае определяется числом непарных электронов в атоме.
Однако энергетическое взаимодействие атомов при образовании химиче-
скои связи может привести K изменению числа непа~рных электронов в
атоме по сравнению с его изолированным состоянием вследствие его воз-
буждения, ионизации и др. Так, например, углерод в основном состоя-
нии имеет два непарных электрона (рис. 14, а) [721 и в этом состоянии он
двухвалентен. При переходе атома углерода в возбужденное состояние
электроны 2s разъединяются ', один из них переходит в состояние 2р,
' Затрачиваемая на этот разрыв энергия компенсируется с избытком увеличением
энергии за счет увеличения количества связей.

О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕ&gt;КАТОМ ОЯ СВ З В ЖЕЛ З И ГО СПЛА
Табл и ца 2
3о
Строение атома некоторых металлов переходных групп
Распределение электронов по группам
Элемент
2
3
5
5
б
7
8
10
Ti
V
Сг
Мп
Fe
Со
Ni
Си
22
23
24
25
26
27
28
29
Порядко-
вый
номер
Элемент
18
18
18
18
Zr
Nb
No
Тс
40
41
42
43
~=(
tg ~)
&g ;
020
И аж
Hf
Та
W
Re
32
32
32
32
72
73
74
75
8
8
8.
8
18
18
18
18
и углерод становится четырехвалентным (рис. 14, б). Возможно также
существование трехвалентного отрицательно заряженного (рис. 14, в)
или положительно заряженного (рис. 14, г) углерода. Первый образует-
ся за счет присоединения электрона углеродом в том случае, когда срод-
ство его атома к электрону больше, а второй — за счет отрыва элект-
рона от атома углерода, что имеет место в том случае, когда, наоборот,
больш~е сродство к электрону у атома реагирующего с углеродом
элемента.
Еще легче может произойти отрыв электрона у металла. Так, нап~ри-
мер, у меди в ряде реакций один электрон отрывается, и она становится
двухвалентной. Особенно же возможны отклонения от основного состо-
яния у металлов переходных групп, в том числе и у железа. Уже обра-
зование кристалла из атомов у этих металлов ведет к перекрытию уров-
ней, т. е. к перераспределению электронов между 4s- и 3d-состояния-
ми, причем часть 4s-электронов переходит в 3d-полосу, что изменяет чи-

О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕ7КАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЖЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ 3~
(а) С
(4с»
(й C
(г) С+
Рис. 14. Возможные валентности углерода
соответственно 2,22 вакантных места на атом вместо 4 в изолированном
атоме (см. табл. 2). У кристалла никеля 4s-уровень содержит 0,6 элек-
трона на атом, а в ЗШ-уровне остается 0,6 дыры на атом. У кобальта в
4s-уровне 0,7 электрона, а в 3d-уровне 1,7 дыры на атом.
Распределение электронов по энергетическим уровням изменяется
также с изменением температуры. Так, указанное для железа, никеля и
Таблица 3
Ч tcao неспаренных электронов в основном состоянии в атомах важнейших металлов
первой переходной группы
Элемент
4s
li 11
V
41 Ф
lt Ф
lt Ф
Cr
Мп
Fe
Со
Ф
41 lt
1 i
Ф
Си
сло неспаренных электронов в последней. При этом изменяется магниг-
ный момент атома, величина которого, измеряемая в ма~гнетонах Бора,
зависит от числа неспарен~ных d-электронов. Поэтому, определяя магнит-
ный момент атома, можно установить электронный дефект d-уровня,
т. е. количество недостающих электронов или «дыр» в этом уровне. В
настоящее время таким способом изучен электронный дефект d-уровня
некоторых металлов и сплавов. Так, например I6221, в кристалле железа
4s-уровень содержит 0,22 электрона на атом, а в 3 d-уровне остается

32
О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕЖАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЖЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ
кобальта число дыр на атом в 3d-слое, равное числу магнетонов Бора,
определено по абсолютному магнитному насыщению при О' P. Для этих
же металлов число магнетонов Бора, вычисленное из значений парамаг-
нитной восприимчивости при температурах выше их точки К.юри, состав-
ляет: 4,2 у железа; 1,6 у никеля и 3,2 у кобальта. Это обстоятельство, а
также дробность магнитного момента атома, не имеет еще общеприз-
нанного толкования и наиболее строго объясняется развиваемой в по-
следние годы С. В. Вонсовским [535] s — Шобменной теорией. Изменение
распределения электронов по уровням с изменением температуры и при-
водит при определенных значениях последней к возникновению новой
модификации металла.
Принадлежность металлов к одной из переходных групп имеет весь-
ма важные последствия для ряда их свойств, а также для поведения их
в сплавах, в частности, для строения и свойств фаз, в образовании ко-
торых они участвуют. Так, например:
1. Считают, что недостроенная d-оболочка, так же как электронные
оболочки неметалл~ических атомов, способна присоединять к себе элект-
роны атомов растворенных в них или иначе реагирующих с ними эле-
ментов. Так как присоединяемый металлом электрон будет стремиться
занять более низкий энергетический уровень, то количество присоединя-
емых электронов (и стойкость образуемой при этом новой фазы) долж-
Но быть тем больше, чем меньше номер электронной группы, в которой
находится недостроенный d-уровень, и чем больше число вакантных мест
в этом уровне. Возможность присоединения электрона будет также тем
больше, чем меньше энергии необходимо затратить на отрыв электрона
от атома реагирующего с переходным металлом элемента, т. е. чем мень-
ше ионизационный потенциал последнего.
2. Переходные металлы в сплавах и в образуемых ими фазах имеют
или могут иметь переменную валентность. Это, в частности, сообщает
им особую способность к образованию фаз переменного состава с широ-
кой областью однородности. То обстоятельство, что число электронов на
атом, участвующих в образовании химической связи, у них может вы-
ражаться дробными числами, свидетельствует о возможности неп|рерыв-
ного изменения состава таких фаз в области однородности.
3. Переходные металлы и многие их сплавы являются парамагнит-
ными, а некоторые из них — железо, никель, кобальт, гадолиний — фер-
ромагнитными, что неизмеримо более важно с точки зрения их практиче-
ского использования.
Мы полагаем также, что для некоторых свойств переходных метал-
лов и их сплавов (к которым относятся железо и легированные стали) и
многих совершающихся в них процессов существенно важную роль игра-
ет одна из составляющих металлической связи, а именно взаимодействие
ионов между собой. Прочность межатомной связи в металлах опреде-
ляется взаимодействием: 1) ионов с электронами проводимости; 2) эле-
ктронов проводимости между собой и 3) ионов одежду собой {622, 581.
Последнее осуществляется неспа~ренными электронами незаполненного
d-слоя и поэтому должно играть значительную роль у переходных метал-
лов и их сплавов и меньшую — у металлов, хотя и имеющих заполнен-
ный d-слой, но у которых электронная конфигурация неустойчива, на-
пр|имер у меди, золота. B настоящее время еще нет данных, позволяю-
щих оценить роль каждой составляющей в общей прочности связи. Мож-
но все же считать, что роль взаимодействия ионов будет тем больше, чем
больше число неспаренных d-электронов в атоме металла или сплава.
Вполне естественно ожидать, что каждая из составляющих метал-
лической связи-должна по-разному влиять на различные свойства пере-

О ВидАх и пРОчнОсти ме7кАтОмной сВязи В железе и еГО сплАВАх 33
Таб ли ца 4
Сопоставление некоторых физических свойств металлов первой переходной группы
Сг
Характеристика
Мп
Fe
Теплота сублимации,
ккал/моль и ри 25 '
Температура плавления, 'С
Харак геристическая темпера-
тура ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
Коэффициент теплового
рэсщирения а~ 106
85 81
1450 1084
85
1480
94
1539
88 74
1910 1260
485 350
8,1 23
85
1715
112
1660-~-10
385 375 329
12,8 13,9 16,4
413
420
300
11,9
9,1
Интересно указать, что в работах Г. В. Курдюмова с сотрудниками
было установлено, что средние квадратичные отклонения атомов при
тепловых колебаниях также у хрома меньше, чем у железа. По-види-
мому, и эта характеристика определяется главным образом взаимодей-
ствием ионов между собой.
другие же характеристики, например модуль упругости Е, энергия
активации самодиффузии, сопротивление отрыву, по-видимому, зависят
от полной прочности межатомной связи, т. е. главным образом от дру-
гих ее составляющих. Логично, однако, ожидать, что при одинаковых
прочих условиях изменение той доли прочности межатомной связи, ко-
торая обусловливается взаимодействием ионов, под влиянием какого-ли-
бо фактора, например легирования, должно в большей или меньшей сте-
пени влиять и на такие характеристики.
С точки зрения развиваемого предположения можно удовлетвори-
тельно объяснить различие в свойствах модификаций а- и у-железа,
имеющее чрезвычайно важное значение для теории и практики легиро-
вания и термической обработки стали. Как видно из рис. 15 по усред-
ненным, но очень близким данным многих исследователей [41], коэффи-
циент теплового расширения железа о~, скачкообразно возрастает при
ходных металлов и их сплавов и на протекающие в них процессы. По-
видимому, взаимодействие ионов, хотя оно обусловливает только какую-
то долю от полной прочности связи, оказывает существенное влияние на
свойства, связанные с тепловыми колебаниями атомов, а с энергетиче-
ской точки зрения — на ~протекание .процессов, связанных с относитель-
но малыми и средними значениями энергии. Такими процессамщ могут
быть, например, фазовые переходы в стали, в которых значительную
роль играет превращение у-Fe — а-Fe, и некоторые другие. Взаимо-
действие ионов должно значительно повышать сопротивление начальной
пластической деформации, т. е. предел пропорциональности. Однако на
этих процессах и свойствах мы остановимся более подробно дальше
(см. стр. 215). Здесь же мы ограничимся сопоставлением ввиде примера
некоторых свойств, определяемых прочностью межатомной связи метал-
лов переходной группы. Из сопоставления (табл. 4) видно, что, если не
считать ма~рганца, являющегося во всех случаях исключением, очевид-
но, вследствие значительной доли ковалентных связей, температура плав-
ления и характеристическая температура имеют максимальное, а коэф-
фициент теплового расширения — минимальное значение у хрома, в ато-
ме которого имеется 5, т. е. наибольшее возможное количество неспа-
ренных d-электронов (cM. табл. 3). Теплота же сублимации, характери-
зующая полную энергию связи, имеет наибольшее значение не у хрома,
а у титана, затем у железа.

О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕ7КАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЖЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ
превращении а у. Такие же высокие значения &l ;q им е и больш
ство аустенитных сталей, тогда как ферритно«перлитные стали имеют
значительно меньшие а~,, близкие к а-железу. Это можно объяснить
меньшим числом неспаренных электронов в d-слое, а следовательно, и
меньшей прочностью связи, обусловленной взаимодействием ионов, у
у-железа по сравнению с а-железом. Такое предположение до некото-
г
Ю
Ю
~в
~5 /
К
ЛЮ 4О 600 ЖЮ 1000 МР ЮО
Тфиперап~ура, С
Рис. 15. Изменение коэффициента теплового расширения
железа с температурой
д
gag зт sno дав мю осо ~або ~~~а
~енп~рапура. Р
рой степени подтверждается показанным на рис. 16 скачкообразным и
значительным уменьшением парамагнитной восприимчивости при пре-
вращении а-железа (P-Fe, т. е. парамагнитного a-Fe) в у-железо.
Взаимодействие ионов в у-реш]етке должно быть меньше также вслед-
ствие больших междуатомных расстояний, чем в а-решетке. Наоборот,
отмеченное выше увеличение числа неспаренных электронов в d-слое в
районе точки K10pv, как можно видеть из рис. 15, не только компенсиру-
ет повышающее влияние температу-
ры на ~~, но и приводит к значи-
О,ОХ гельному падению ~~ в интервале
Qg4
температур 600 — 850' (это умень-
3'
1
шение аг особенно велико по дан-
ооз ным Дризена, рис. 15).
ч 4'
Другие же составляющие меж-
l атомной связи, по-видимому, у у-же-
@Ж леза, наоборот, больше, чем у а-~е-
леза. Поэтому энергия активации и
скорость самодиффузии ', диффузии
и рекристаллизации у у-Fe выше,
рис. 16. Изменение па~рамагнитной вос- чем у u-Fe 1[ри превращен "и
приимчивости железа с температурой а~~ 'ч было найдено также [75] скач-
кообразное повышение модуля
упругости - на 10% и соответственное уменьшение его при обратном
превращении у — -' а в процессе охлаждения. У 1-железа значительно вы-
& t
' Ро для самодиффузии у-Fe = 0,7 см2~сек, а для а-Fe = 5,8 см'(сек; Q = 68000
для у-Fe и 59700 для а-Fe [622, табл. 42]. Экстраполяция данных разных исследовате-
лей на температуру превращения 910' дает для самодиффузни значения Dp —— 1,75.
10 — » см2/сек для ч-Fe u Dp = 600 10 — 'з см /сек для а-Fe(O). D. Sherby and J. Ь. 1.yt-
ton. J. of Metals, v. 8, 1956, № 8, г. 2, стр. 928).

О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕ7КАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЖЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ Я5
ше, чем у а-железа, и сопротивление отрыву (см. ниже табл. 25). Со-
противление же начальной пластической деформации, т. е. критическое
скалывающее напряжение, которое, по нашему мнению, определяется
прочностью связи, обусловленной взаимодействием ионов, как извест-
но, у у-фазы, в частности, у аустенитных сталей, ниже, чем у ферритно-
перлитных, если сравнивать их при одинаковой степени легированности.
Значительно сложнее о~бстоит дело в железных с п л а в а х. Если
атомы элемента, взаимодействующего в сплаве с атомами железа, от-
дают последним электрон, то этот электрон войдет в d-полосу железа
с антипараллельным направлением спина, что приведет к уменьшению
числа неспаренных электронов в d-полосе и ослаблению взаимодействия
ионов. Если же атомы элемента присоединяют к себе электрон от ато-
мов железа, то число,неспаренных электронов в Ш полосе последнего уве-
личится и, соответственно, взаимодействие ионов усилится. Заметим по-
путно, что обратный эффект должно дать взаимодействие какого-нибудь
элемента с другими переходными металлами, у которых в d-слое атома
меньше 5 электронов. В этом случае присоединение электрона атомом
основного металла будет приводить к увеличению, а отдача последним
электрона — к уменьшению числа неспаренных электронов в его полосе.
Однако о взаимодействии электронных оболочек атомов в сплавах,
особенно на основе переходных металлов, в частности, железа, извест-
но еще очень мало. Некоторые исследователи предполагают, что все ле-
гирующие элементы в железных сплавах отдают атому железа элект-
рон, идущии на заполнение его d-слоя, и главным доказательством этого
положения считают уменьшение почти всеми элементами (кроме кобаль-
та и платины) магнитного насыщения железа. Но это предположение
кажется мало вероятным, особенно применительно к таким элементам
как титан, ванадий, хром и др., которые сами имеют менее достроенный
электронами d-слой, чем железо. Доказательство же этого предполо-
жения недостаточно убедительно, так как ферромагнетизм, да и gapa-
магнетизм, зависят не только от числа неспаренных электронов в d-слое,
но и от других сложных процессов, сущность которых в настоящее вре-
мя еще далеко не ясна.
С точки зрения же общих закономерностей химической связи нам
кажется возможным исходить из известного положения [7П, что элект-
роположительный и электроотрицательный характер взаимодействую-
щих атомов, т. е. тенденция к отдаче или приобретению ими электрона,
определяется энергетическим неравенством I~ + F~) или & t; ~+
где 1А — потенциал ионизации элемента А; F~ — сродство к электрону'
у А; 1д и Рд — соответственно потенциал ионизации и сродство к элек-
трону у элемента В. В первом случае, т. е. если I„+ FA)1~+ F~
легче оторвать электрон от В и передать его А; во втором случае — на-
оборот. У атомов металлов сродство к электрону вообще очень мало.
Поэтому для металлов электроотрицательность и электроположитель-
ность обычно характеризуют неравенством 1д ) или (1д, т. е. иони-
зационными потенциалами. У переходных металлов, к которым относит-
ся и железо, вследствие наличия у них недостроенных d-уровней срод-
ство к электрону по отношению к неметаллам, как уже упоминалось,
вероятно, может быть значительным. Однако если с железом взаимодей-
' Сродство к электрону количественно характеризуется значением энергии, кото-
рую необходимо затратить на отрыв электрона от отрицательного иона, взятым
ратным знаком.

36
ствуют металлы, особенно переходные, допустимо судить об электропо-
ложительности и электроотрицательности при этом взаимодействии по
значению ионизационных потенциалов.
На рис. 17 (см. 761 приведены значения первых (11) и вторых (lll)
ионизационных потенциалов для свободных атомов элементов четверто-
1
Рис. 17. Первые и вто-
рые ионизационные ра-
боты отрыва s- u d-
П элек~ ронов
го периода от К до Zn. Здесь символы у точек обозначают электронную
конфигурацию, от которой отрывается электрон, причем вторым в сим-
воле стоит наименование отрываемого электрона. Две верхние линии II
oIвечают отрыванию электрона от нормального, т. е. не возбужденного
атома, для случая отрыва s- u d-электрона. Три нижние линии 11 отве-
чают отрыву электрона от возбужденного по-разнрму атома. Таким об-
разом, сплошные линии показывают потенциалы ионизации при отрыве
з-электронов, а три пунктирные — при отрыве Ш-электронов. Так, на-
пример, у атома железа с его нормальной электронной конфигурацией
Fe 1s' 2s'ð' 3s'р' d6 4s'
\
на отрыв от нормального атома s-электрона затрачивается меньше энер-
гии (точка Юя'), чем на отрыв d-электрона (точка з'Ю). У возбужден-
ного атома, в котором один s-электрон перешел íà d-уровень, на отрыв
s-электрона затрачивается уже больше энергии (точка п7з), чем на от-
~Ъ
° ь
й
~Ъ
Ь
ILl й7
~~)
Ъ'
'Ч
Q ВИДАХ ПРОЧНОСТИ МЕ~КАТОМНОЙ СВЯЗИ В ~КЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ
4~ Са Sc 7i V Cr Иа ~е Со Ж Сц Zn

О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕ~КАТОМНОЙ СВЯЗИ В ЖЕЛЕЗЕ И ЕГО СПЛАВАХ 37
рыв d-электрона (точка зсР). Наконец, наименьшая энергия затрачи-
вается на отрыв d-электрона у возбужденного атома, в котором оба
s-электрона перешли на d-уровень (точка сР).
Так как атомы рассматриваемых металлов, как видно из рис. 17,
могут иметь пять различных ионизационных потенциалов, то будем ис-
ходить из того, что в нашем случае растворителем является железо, т. е
в растворе сохраняется его кристаллическая решетка. B решетке атом
железа имеет на s-уровне 0,22 электрона на атом. Следовательно, его
ионизационный потенциал приближается к точке Р и отмечен нами кре-
стиком на вертикали железа на рис. 17. Если бы растворителем был, на-
пример, никель, т. е. в растворе сохранялась бы его решетка, то, по-
скольку в кристалле атом никеля имеет на s-уровне 0,6 электрона на
атом, его ионизационный потенциал отвечал бц точке, отмеченной нами
приближенно на рис. 17 крестиком на вертикали никеля.
Таким образом, никель, кобальт, марганец, хром, будучи ~растворе-
ны в железе, должны присоединять к своему d-слою электрон от послед-
него, так как их атомы в этом случае имеют ионизационные потенциалы,
соответствующие ил~и близкие точкам s'd8 зЮ s'd5 sds зЮ и т. д. на
рис. 17. Это должно привести к увеличению числа неопаренных электро-
нов в d-слое атома железа и к возрастанию прочности межатомной свя-
зи в его решетке за счет усиления взаимодействия ионов. В последнее
время было экспериментально установлено [77, 80] увеличение прочности
связи в решетке железа при легировании его хромом, кобальтом, мо-
либденом, ниобием, марганцем, что, возможно, и обусловливается глав-
ным образом усилением взаимодействия ионов. Анализ влияния ряда
элементов, например, на коэффициент теплового расширения железа
также подтверждает это предположение. В то же время влияние, оказы-
ваемое на коэффициент теплового расширения алюминием и кремнием,
позволяет считать, что эти элементы, причем алюминий в большей, а
кремний в меньшей степени, понижают прочность межатомной связи за
счет ослабления взаимодействия ионов.
Однако в других случаях, а может быть, и в некоторых из рассмот-
ренных, взаимодействие электронных оболочек атомов в сплаве более
сложное. Это видно уже на примере алюминия и кремния. Если исхо-
дить из нашего предположения, то их влияние следует объяснить тем,
что они отдают электрон d-слою железа. Но так как ионизационный по-
тенциал их свободных атомов балыке, чем у атома железа в кристалле
(крестик на рис. 17), то здесь, по-видимому, сказывается свойство не-
достроенного d-слоя переходных металлов присоединять в себе электро-
ны. Некоторые элементы, будучи растворены в железе, могут, по-види-
мому, «внести» в сплав определенную долю ковалентной связи. Такая
возможность наиболее вероятна для кремния, а при значительном со-
держании в сплаве — для марганца, что до некоторой степени под-
тверждается их влиянием на ~ряд свойств стали, как будет отмечено в
дальнейшем. Этим, возможно, объясняется установленный эксперимен-
тально факт [84], что марганец до определенного содержания в стали
увеличивает прочность межатомной связи в решетке у-железа, а затем
начинает уменьшать ее. Но и для ванадия было найдено, что его влия-
ние неоднозначно при разных температурах; он увеличивает прочность
связи в сплаве с д-железом при повышенных тем~пературах [85] и, наобо-
рот, уменьшает ее при комнатной и средних теипературах [80, 35]. Это
обстоятельство, между прочим, еще раз показывает, что и в сплавах,
как и в самом железе, необходимо считаться Q изменением распределе-
ния электронов по уровням с изменением температуры. Тем более необ-
ходимо считаться с различными результатами взаимодействия элект-

О В ИДАХ И П РОЧ НОСТИ МЕ&gt;КАТОМ Ой СВ З В 7КЕЛ З И ГО СПЛА
ронных оболочек атомов легирующих элементов и железа в его а- и у-мо-
дификациях, что, как увидим позднее, может иметь большое значение
при фазовых превращениях в стали.
Наиболее сложного взаимодействия электронных оболочек атомов
следует ожидать в фазах, образуемых железом и другими переходными
металлами с углеродом, а также с азотом и бором. B этом случае с боль-
шой долей вероятности можно предположить возникновение значитель-
ной доли ковалентной связи. Имеются основания считать, что углерод
отдает d-слою атома железа электрон, что, по нашему предположению,
должно привести к уменьшению прочности межатомнои связи в решет-
ке железа за счет ослабления взаимодействия ионов. Причины такого
взаимодействия пока еще, естественно, очень трудно установить. Если
даже п~ренвбречь сродством к электрону (около 0,7 эв), то первый иони-
зационный потенциал свободного атома углерода (11,24 эв) и тем бо-
лее азота (14,47 эв) значительно превышает первый ионизационный по-
тенциал атома железа в кристалле (рис. 17). По мнению Я. C. Уманско-
го [6221, здесь сказывается увеличение межатомных расстояний при вне-
дрении атомов неметалла, вызывающее уменьшение энергии валентных
электронов. Но этого источника компенсации едва ли может быть до-
статочно. Возможно, что когда один электрон металла, в частности, же-
леза, образует с углеродом или азото~м ковалентную связь, взаимодей-
ствие между атомом неметалла и атомом металла усиливается и опре-
деляется вторым ионизационным потенциалом последнего (рис. 17). То-
гда способность металла к образованию карбидов или нитридов должна
определяться главным образом склонностью его атомов к образованию
ковалентной связи с атомами углерода или азота, а энергетический ба-
ланс при образовании соответственной фазы и стойкость последней
должны быть результатом этого сложного взаимодействия. Что же ка-
сается прочности межатомной связи в решетке образовавшейся фазы, то
следует ожидать, что общая прочность связи изменится в соответствии
с той или иной долей ковалентной связи. Составляющая же связи, обус-
ловленная взаимодействием ионов, вследствие присоединения металлом
электрона от неметалла, увеличится, если в d-слое атома металла мень-
ше 5 электронов, и уменьшится, если их больше пяти.
Еще менее уверенно можно пока говорить о взаимодействии элект-
ронных оболочек атомов в тройных и более сложных сплавах. В этом
случае необходимо учитывать также взаимодействие атомов легирую-
щих элементов между собой. Так, при одновременном присутствии в
железном сплаве никеля и хрома атом никеля, как видно из рис. 17, мЬ-
жет присоединить электрон от атома хрома, вследствие чего взаимодей-
ствие последнего с атомом железа будет определяться вторым иониза-
ционным потенциалом атома хрома, и энергия этого взаимодействия
усилится. Следовательно, одновременное влияние нескольких легирую-
щих элементов на протекающие в сплаве процессы и его свойства мо-
жет быть сильнее суммы влияний каждого из элементов в отдельности.
Сказанное выше — лищь предположение и притом упрощенное, ка-
сающееся только одной из составляющих металлической связи и не
учитывающее более сложного обменного взаимодействия электронных
уровней, что пока еще очень трудно сделать. И все же, по нашему мне-
нию, эта сторона межатомного взаимодействия заслуживает внимания
исследователей при изучении процессов и превращений в легированной
стали. В дальнейшем мы попытаемся при рассмотрении влияния леги-
рующих элементов на некоторые важные процессы в стали исходить из
этих представлений.

111. Особенности фаз, образуемых
легируюшими элементами в железных
сплавах
Лишь некоторые элементы присутствуют в стали в структурно сво-
бодном или почти структурно свободном виде, например свинец, висмут.
Остальные леги~рующие элементы образуют новые фазы либо с желе-
зом, либо с другими легирующими элементами и содержащимися в ста-
ли примесями — углеродом, кислородом, азотом, водородом, серой,
фосфором и др. Введение в сталь добавочного элемента может также из-
менить состав и свойства фаз, существующих в углеродистой стали, на-
пример ферритной, карбидной, сульфиднои и др. Изменяя же состав и
количество фаз, легирующие элементы изменяют в широких пределах и
свойства стали — либо непосредственно, либо чаще всего вследствие
влияния на физико-химические процессы, соверщающиеся в ней на раз-
личных стадиях выплавки, пластического деформирования, термической,
термо-механической или химико-термической обработки. Свойства стали
могут при этом изменяться за счет выделения или растворения фаз, из-
менения степени дисперсности, формы и распределения фаз, величины
зерна, текстуры и т. п. Образование в стали новых фаз может также со-
здать возможность изменения ее свойств за счет новых видов термиче-
ской обработки. Наконец, следует считаться и с тем, что некоторые
фазы, образование которых по той или другой причине трудно предот-
вратить, влияют на свойства стали в нежелательном направлении, при-
чем в определенных случаях их влияние можно ~нейтрализовать или
осла бить.
Принятое обычно деление фаз, образующихся в металлических спла-
вах, на твердые растворы и химические соединения в настоящее время
нельзя считать ни исчерпывающим, ни вполне строгим.
,Яействительно, с одной стороны, еще Н. С. Курнаковым [22, 671 было
показано, что необходимо различать определенные химические соедине-
ния (по его терминологии — дальтаниды), не образующие твердых ра-
створов, и соединения переменного состава с большей или меньшей об-
ластью гомогенности. Сюда он относил бертоллиды, которые не имеют
сингулярных точек на кривых состав — свойства, и дальтониды, пред-
ставляющие собою твердые растворы на основе соединения, которому
отвечает стехиометрическое соотношение компонентов и сингулярная
точка на диаграмме состав — свойства. В более поздних рентгеновских
исследованиях было найдено большое количество химических соедине-
ний переменного состава.
С другой стороны, твердые растворы II рода, к которым относятся
твердые растворы внедрения и вычитания, как будет видно из дальней-
шего изложения, принципиально можно рассматривать как химические
соединения переменного состава. Некоторые фак~ы позволяют считать,
что и в твердых растворах 1 рода, Образуемых по типу замещения, про-
исходиу изменение состояния атомов, т. е. химическое взаимодействие

ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В 7КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
40
[622]. В дальнейшем мы все же будем рассматривать отдельно твердые
растворы и химические соединения, но с указанием особенностей данно-
го типа твердого раствора или химического соединения.
1. ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ
В 7КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
' Решетка так называемого CsC1-типа.
С железом почти все легирующие элементы образуют твердые ра-
створы, а некоторые из них — вольфрам, молибден, титан, кремний и
др. — химические соединения. Подавляющее большинство элементов
образует с железом ограниченные твердые растворы, причем их раство-
римость может изменяться с температурой, что используется во многих
случаях для сообщения сплаву высокой твердости .и особенно специаль-.
ных свойств за счет дисперсионного твердения. Основная масса многих
современных сложнолегированных сталей представляет собою тройные,
четверные и более сложные твердые растворы различных элементов в
железе. Наконец, и химические соединения в легированной стали чаще
всего образуют твердые растворы с железом или с другими элементами
и друг с другом.
В легированной стали большое практическое значение имеют твер-
дые растворы обоих основных типов, т. е. замещения и внедрения, при-
чем в ряде случаев и тв и другие существуют одновременно. Так, на-
пример, легированный аустенит представляет собою твердый раствор,
в решетке которого атомы железа замещены атомами соответствующих
легирующих элементов, а в эту решетку внедрен атом углерода. То же
о1носится к мартенситу легированной стали. Особенно большую роль
играют твердые растворы внедрения, образуемые углеродом и азотом.
Наряду с твердыми растворами замещения и внедрения весьма важ-
ное значение в легированной стали имеют твердые растворы вычитания.
на основе решетки химического соединения, в которой отдельные узлы
не замещены, причем количество узлов, не замещенных атомами, или
так называемых «дырок» в решетке увеличивается с изменением кон-
центрации растворенного элемента. В железных сплавах примерами
фаз, представляющих собой твердые растворы вычитания, могут слу-
жить многие карбид|ные фазы, а также FeS, FeSe, FeTe, CoS, CoSe,
СоТе, NiA1, СоА1, окислы титана и др. Строение фазы по типу вычита-
ния может оказывать большое влияние не только на свойства самой фа-
зы и поведение ее в стали, но и на ряд процессов, связанных с диффузи-
ей. Так, например, в закиси железа(или вюститной фазе) FeO имеется
дефицит атомов железа, на месте которых в решетке пустые места. Это
облегчает диффузию железа через пленку FeO, что играет очень важную
роль в процессе окисления стали при высоких температурах.
Для представления о признаках, по которым обычно судят об обра-
зовании твердого раствора вычитания, рассмотрим так называемую
(3-фазу NiA1. При 500/0 (атомн.) Ni u Al эта фаза имеет объемно-центри-
рованную кубическую решетку, в которой вершины кубов заняты ато-
мами алюминия, а центры кубов — атомами никеля'. Как видно из
рис. 18 1901, при растворении никеля в NiA1, т. е. правее 490/0 (атомы.)

ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ В )KEJIE3HbIX СПЛАВАХ
41
Ni, период решетки уменьшается, а плотность сплавов увеличивается.
Это показывает, что в образующемся твердом растворе легкие и более
крупные атомы алюминия замещаются более тяжелыми и имеющими
меньший радиус атомами никеля. Од~како и при растворении алюминия
в NiA] период решетки также уменьшается, чему соответствует умень-
шение плотности, но значительно более резкое, чем рассчитанное теоре-
тически (пунктирная кривая) для
твердых растворов замещения. Объ- Ю
ясняется это тем, что в действитель-
ности в данном случае часть мест ~ р
в решетке, предназначенных для ни-
келя, остается незанятой. Дефект-
1 ной структурой,при растворении Ф -P 1
алюминия в NiAI объясняется так- уу
т
же увеличение удельного электро-
сопротивления р и уменьшение ero
температурного коэффициента ~р,
причем на кривых изменения этих
свойств с составом отсутствует сии-
t
гулярная точка. Следует, однако, .~ ~в
заметить, что уменьшение плотно- 1
сти — не обязательный критерий t
твердых растворов вычитания. Как М~
показали и экспериментально под-
твердили В. И. Смирнова и Б. Ф.
i
Ормонт [105], плотность может и
40
возрастать с увеличением числа де-
фектных мест в решетке, если ма- t
лекулярный вес фазы падает мед.
I
леннее, чем объем элементарной
ячейки.
Из сказанного следует, что для
твердых растворов вычитания ха- ~ Ю l
рактерно переменное число атомов ~. 8p f
в элементарной ячейке, так как с " д~~
изменением концентрации атомы од-
ного сорта убывают, «вычитаются»
~Щ
из решетки. А так как изменение
числа атомов в элементарной ячей-
Рис. 18. Изменвние некоторых свойств
ке — следствие изменения валент-
ных соотношений компонентов, то
и твердый раствор вычитания, по о Л. Н. Гусева
концепции Е. С. Макарова, следует
рассматривать как химическое соединение переменного состава бер-
толлидного характера. В пределах же однородности такой фазы любой
сплав следует считать самостоятельным химическим соединением, а не
твердым раствором на основе «идеального» химического соедине-
ния [107].
Переменное число атомов в элементарной ячейке имеют и твердые
растворы внедрения, так как здесь к атомам решетки растворителя,
число которых не меняется, добавляются внедрившиеся атомы раство-
ренного элемента. Поэтому Е. С. Макаров [32] считает, что твердые ра-
створы внедрения и вычитания должны быть объединены в один тип
твердых, растворов II рода с переменным числом атомов в элементарной
ячейке, которые являются бертоллидными фазами. К твердым же ра-
sz л ко
», % (атон.)

42
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
створам 1 рода относятся твердые растворы замещения, в которых число
атомов в элементарнои ячейке с изменением концентрации остается по-
стоянным, а изменяется только соотношение числа атомов разного сорта.
,Яля иллюстрации лринципиальной однотипности твердых растворов
внедрения и вычитания на схеме рис. 19 (32] показан гипотетический слу-
чай, когда атомы компонента В образуют с компонентом А твердые ра-
створы внедрения до 50% (атомы.) В. Отсюда видно, что все промежу-
точные сплавы можно принципиально рассматривать либо как твердый
раствор внедрения атомов В в решетку А, либо как твердый раствор вы-
читания атомов В из ре-
Х E щетки AB. В дальнейшем,
однако, мы будем отно-
сить к химическим соеди-
нениям переменного со-
става только твердые
растворы вычитания.
Как указывалось вы-
ше, металлическая связь
сообщает металлам склон-
ность к образованию фаз
переменного состава. В
I особенности такая склон-
Cl ность присуща переход-
ным металлам, к которым
относится и железо. Фа-
зами переменного соста-
ва с наибольшей об-
ластью однородности яв-
ляются твердые растворы
~ замещения, а среди пос-
ледних — непрерывные
твердые растворы. И дей-
ствительно, железо обра-
Рис. 19. Схема заполнения октаэдрических пустот ~ует твердые растворы за-
при образовании твердого раствора внедрения: мещ~ния q очень боль-
I — к12; 11 — Nacl-тип; о — А; ° — В щим количеством племен
тов. Однако стремление к
образованию растворов вообще и непрерывных твердых растворов в осо-
бенности ограничивается рядом условий. В настоящее время все доста.
точные для растворимости условия еще не установлены, но необходи-
мыми для железных сплавов можно считать следующие три фактора:
1) изоморфизм, т. е. однотипность кристаллических решеток раствори-
теля и растворяемого элемента; 2) различие в размерах их атомов и
3) характер межатомного взаимодействия элементов в сплаве.
Первое условие означает, что если элементы имеют неодинаковую
кристаллическую решетку, они могут только ограниченно растворяться
друг в друге, и на их диаграмме состояний будет двухфазная область. В
железе при температурах существования а- и 6-Fe могут растворяться
неограниченно только металлы, изоморфные а(6)-Fe. В температурной
же области существования у-Fe такие элементы могут растворяться в
железе лишь ограниченно, давая на диаграмме состоянии двухфазную
область; элементы, изоморфные 'у-железу, могут растворяться в нем не-
ограниченно. Соответственно такие элементы должны ограниченно ра-
створяться в а- и О-железе.
Второй фактор обусловлен тем, что различие в размерах атомов
Я
~0 gg ЯО фО 50 6д ~0
'3. %(ш~омн~

ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ В )КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
43
ари образовании твердого раствора вызывает упругое искажение решет-
ки. Энергия упругого искажения решетки при одинаковом различии
атомных размеров тем больше, чем больше у растворителя модуль сдви-
га и чем меньше его коэффициент сжимаемости. Но модуль упругости,
так же как до некоторой степени и температура плавления металла. тем
выше, чем больше прочность межатомной связи в его кристалле. Поэто-
му предельное различие атомных размеров, определяющее возможность
неограниченной растворимости у тугоплавких металлов, в том числе у
железа, составляет около 8'/о, а у легкоплавких 14 — 15'/, [622]. В качестве
критерия атомных размеров наиболее часто берется атомный радиус по
системе Гольдшмидта, уточненной в последнее время Г. Б. Бокием [1091.
Третий фактор, т.'е. межатомное взаимодействие элементов в спла-
ве, наименее изученный и поэтому на данном этапе наименее определен-
ный. Можно полагать, что именно поэтому трудно объяснить ряд «иск-
лючений», наблюдающихся при образовании фаз в железных, как, впро-
чем, и в иных сплавах, а также многие другие совершающиеся в них
.процессы. Химическое взаимодействие элементов в сплаве определяется,
как указывалось выше, прежде всего сродством к электрону у взаимо-
действующих атомов. Последнее же зависит от того, в какой группе и
аодгруппе периодической системы Менделеева находится элемент, и
определяется строением не только внешней электронной оболочки его
атома, но и строением его ядра. Поэтому в настоящее время третий фак-
тор частично учитывается тем, что одним из условий неограниченной ра-
створимости элементов (в том числе в железе) считается нахождение ра-
створителя, в нашем случае — железа, и растворяемого элемента в од-
ной или в близких группах периодической системы Д. И. Менделеева.
В связи с этим следует отметить, что все три фактора связаны друг с
другом, так как и тип кристаллической решетки элемента, и его атом-
ный радиус, и сродство к электрону взаимодействующих атомов, и, не-
сомненно, еще не установленные условия, влияющие на соотношение
форм химической связи в сплаве, определяются положением элемента
в периодической системе g. И. Менделеева.
Указанные условия для неограниченной растворимости в достаточ-
ной мере удовлетворяются в железных сплавах. Модификация а-Fe об-
разует непрерывные твердые растворы ToJIbKQ с хромом и ванадием, а
модификация у-железа — с никелем, кобальтом, платиной, иридием,
палладием и родием.
Что касается элементов, ограниченно растворяющихся в железе, то
едва ли можно ждать удовлетворительных количественных значений для
их растворимости из указанных выше условий, так как B этом случае,
по-видимому, весьма велико влияние наименее изученного третьего фак-
тора, т. е. химического взаимодействия элементов. Это подтверждается
тем, что теплота образования таких твердых растворов, отнесенная к
одному грамм-атому растворенного элемента, велика и приблизительно
равна теплоте образования ближайшего химического соединения в дан-
ной системе, тогда как теплота образования непрерывных твердых ра-
створов относительно мала. Более того, даже экспериментально найден-
ные значения для растворимости различных элементов в железе еще не
могут считаться достаточно достоверными. И действительно, при повтор-
ных исследованиях, по мере применения все более чистых сортов желе-
за, ковых, более совершенных методов исследования и приближения
к идеальному равновесному состоянию изучавшихся сплавов, для ряда
элементов обнаруживались, как правило, все меньшие значения их раст-
воримости в железе. Так было, например, с растворимостью вольфрама,
молибдена, титана, углерода и др. в а-железе.

ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В )КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
Поэтому нельзя считать достаточно убедительной выведенную
И. И. Корниловым [110, 113] закономерность, связывающую раствори-
мость о г р а н и ч ен н о р а ст во р и м ы х в железе элементов с отно-
сительной разностью атомных радиусов элемента и железа. Согласно
этой закономерности с увеличением относительной разности атомных
радиусов от 8 до 15% растворимюсть элементов в железе падает; при зна-
чении этой разности больше 15% элемент ие растворяется в железе или
растворяется в нем в ничтожных количествах; наконец, если разность
больше 20%, ro элемент вовсе не сплавляется с железом. При сопо-
ставлении существующих экспериментальных данных' с этой законо-
мерностью обнаруживается достаточно много исключений. Кроме того,
величина атомного радиуса элемента в растворе, особенно типа внедре-
ния, может значительно отличаться от его исходной величины. Так, на-
пример, в ряде работ (см. 115] было установлено, что при пропускании
через проволоку из углеродистой стали постоянного тока углерод, ра-
створенный как в у-, так и в а-железе, перемещается к катоду, тогда как
под воздействием переменного электр~ического поля протекает обычное
диффузионное перемещение углерода. Это показывает, что углерод в
твердом растворе находится в виде катиона, радиус которого, следова-
тельно, меньше атомного радиуса. В некоторои степени об этом свиде-
тельствует и большая скорость обычной диффузии углерода в стали.
Еще менее убедительна возможность распространения этой зако-
номерности на тройные, четверные и более сложные ограниченные
твердые растворы элементов в железе, на которой основаны построен-
ные И. И. Корниловым гипотетические тройные и четверные диаграм-
мы состояний железных сплавов.
Большой практический интерес представляет изменение раствори-
мости элементов в железе с повышением температуры. Если считать,
что другие условия, определяющие растворимость, с повышением тем-
пературы остаются постоянными, то изменение растворимости с темпе-
ратурои могло бы определяться изменением относительной разности
атомных радиусов элемента и железа, которое в первом приближении
может быть оценено по различию коэффициента теплового расширения
растворяемого элемента и железа. Именно такое правило и сформули-
ровал И. И. Корнилов (116, 1131. Однако несоответствие вытекающей из
этого правила температурной зависимости растворимости, наблюдаемой
экспериментально для ряда элементов, и в этом случае слишком велико.
Отсюда можно заключить, что химический фактор растворения с повы-
шением температуры не остается постоянным. Как следует из сказанно-
го в главе о межатомной связи, он едва ли может оставаться постоян-
ным, особенно у твердых растворов на основе переходных металлов, в
частности, железа.
Химическое взаимодействие атомов в твердых растворах, в том чи-
сле непрерывных, не позволяет говорить о полностью статистическом,
неупорядоченном, расположении в них атомов ком~пенентов. По-видимо-
му, в зависимости от химической природы взаимодействующих атома~в,
в твердом ~растворе существует в большем или меньшем количестве из-
бирательное соседство атомов или ближний порядок. Для многих спла-
' В некоторых случаях нельзя согласиться и с приводимыми И. И. Корниловым
экспериментальными данными. Так, например, располагая в убывающий ряд по их
растворимости элементы В, С, N, О, Н в соответствии с возрастанием разности их
атомных радиусов, он приводит для растворимости углерода в а-Fe при комнатной
температуре 0,02'/о (вес.) против 0,0150 у азота. Между тем растворимость С в а-Ре
пр(и комнатной твмпературе = 10-''lо, т. е. близка к нулю.

45
ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
вов это установлено и экспериментально '. В некоторых же системах
твердых растворов, в том числе и в ряде сплавов на железной основе,
при определенных условиях. например путем очень медленного охлаж-
дения с высокой температуры или длительного нагревания при низкой
температуре, можно получить, как впервые было установлено Н. С. Кур-
наковым на сплавах Аи — Си (22], упорядоченное расположение атомов в
решетке. Такая структура называется упорядоченным твердым раство-
ром или с в е р х с т р у к т у р о й и характеризуется определенными фи-
зичвскими, химическими и механическими свойствами.
Полное или почти полное упорядочение атомов, как это изображе-
но на схеме рис. 20, а может, очевидно, иметь место только при кон-
Рис. 20. Схемы упорядочвнного ~расположения атомов
(сверхструктур)
центрации сплава, соответствующей определенной стехиометрической
формуле. При избытке же одного из элементов упорядоченное располо-
жение будет в той или иной степени нарушено. Так, например, в случае
избытка атомов элемента В последние могут статистически замещать в
;&gt;еше ке ат мы элеме та А и структ ра бу ет им ть в д, схематиче
изображенный на рис. 20, б. Такие случаи отклонения от идеального
упорядочения называют обычно ч а ст и ч н ы м у п о р я д о ч е н и е м.
В действительности и ~при строго стех~иометрической концентрации спла-
ва идеального упорядочения в том смысле, как это имеет место в хими-
ческом соединении, по-видимому, не бывает, а наблюдается замеще-
ние атомов одного элемента атомами другого, как это изображено схе-
маi;~чески на рис. 20, в. Только в этом случае число мест в решетке с
нарушенным упорядочением для обоих элементов А и В должно быть
одинаковым. Количественной характеристикой упорядочения обычьо
спужит коэффициент а, называемый степенью упорядоченности и пред-
' См. в сборнике «Структура металлов и свойства», перев. с англ., Металлургиздат,
1957, стр. 64.

46
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В 7КЕЛЕЗНыХ СПЛАВАХ
ставляющий собою отношение числа атомов, имеющих упорядоченное
расположение, к общему числу атомов в решетке. Коэффициент д оп-
ределяет зависимость некоторых физических и химических свойств от
концентрации в сплавах со сверхструктурой. Величина его может коле-
баться в пределах от О при полной неупорядоченности до 1 при полной
упорядоченности. Как будет сказано ниже, в металлических системах
сверхструктура наиболее надежно может быть установлена, кроме
структурного рентгеновского анализа, по изменению электросопротив-
ления, а в ферромагнитных системах — по изменению магнитных
свойств, в особенности магнитострикции.
При прочих равных условиях степень упорядоченности д зависит
от температуры, уменьшаясь с повышением последней по схеме рис. 21
Температура 7'», при которой д становится равной нулю, называется
Г'емперат ура — а
т
Рис. 21. Схема изменения степени упорядоченно-
сти а с температурой
критической температурой упорядочения, или точкой Курнакова. Так
как в некоторых случаях процесс разупорядочения и упорядочения, как
и магнитное превращение при температуре Кюри, может быть отнесен
к так называемым фазовым переходам второго рода, характеризующим-
ся тем, что переход одной фазы в другую совершается без поглощения
или выделения теплоты и изотермического изменения объема, то темпе-
ратуру Т„часто называют точкой Кюри упорядочения. Путем нагрева
сплава выше температуры 7„, различной для разных систем, и после-
дующего быстрого охлаждения можно, следовательно, снова восстано-
вить неупорядоченный твердый раствор, по крайней мере до ближнего
порядка. Это сопровождается потерей свойств, присущих сверхструкту-
ре. В большинстве случаев l'„ëåæèò ниже температуры плавления,
и сверхсгруктура возникает уже в твердом состоянии. При этом, чем
ниже критическая температура, тем больше продолжительность вы-
держки, необходимая для установления сверхструктуры. Если же Т„
ниже той температуры, при которой скорость диффузии становится
чрезвычайно малой, то образование сверхструктуры практически не-
ВОЗМОЖНО.
После работ Н. С. Курнакова с сотрудниками со сплавами Си-Аи
сверхструктуры были обнаружены в большом количестве различных си-
стем. В сплавах на железной основе сверхструктуры установлены в си-
стемах железо — алюминий (РезА1 и FeA1), железо — ванадий (PeV
и Fe&gt; ), жел зо Ђ” крем ий (Fe&g ;Si), еле о — икель (F Ni&gt;),
кобальт (РеСо), железо — платина (FePt). Большое количество рабог
посвящено также теории этого явления 1622].
Остановимся кратко на изменении важнейших свойств железа при
образовании твердых растворов и сверхструктур. Правда, реальные ле-
гированные стали лишь в редких случаях однофазны, однако во всех
случаях свойства твердого раствора, являющегося основной массой,

ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
47
играют важнейшую роль в формировании свойств стали. Кроме того,
аустенитные стали и вообще железные у-сплавы, в отличие от феррит-
ных, часто бывают однофазными в широком интервале концентраций.
Основой для суждения об изменении ряда важнейших свойств же-
лезных сплавов при образовании в них твердых растворов и сверхструк-
тур, а также механических смесей фаз, являются установленные в на-
чале нашего столетия Н. С. Курнаковым и С. Ф. Жемчужным [22] об-
щие закономерности. В дальнейшем эти основные закономерности бы-
ли уточнены и дополнены, а также установлены новые для других
cBQHcT3, главным образом технологических и специальных.
T в eip д о сть в сплавах, компоненты которых образуют механиче-
скую смесь, подчиняется закону сложения, т. е. изменяется с концентра-
цией по прямой линии. В непрерывных же твердых растворах твердость
всегда больше суммы твердостей и изменяется, как правило, по кривой,
имеющей максимум. При этом крутизна кривой, т. е. степень отклоне-
ния изменения твердости от закона сложения, как правило, тем больше,
чем боль ие энергия образования данного твердого раствора, характе-
ризуемая тепловым эффектом. Как отмечалось выше, тепловой эффект
обр;.зования ограниченных твердых растворов значительно больше, чем
непрерывных, в особенности, если фазой, ближайшей к предельному
твердому раствору, является химическое соединение. Поэтому в случае
ограниченной растворимости одного компонента в другом твердость
в области обоих твердых растворов возрастает наиболее круто, исходя
от чистых компонентов, а в гетерогенной области также подчиняется
закону сложения, изменяясь по прямой. Скачкообразное повышение
твердости наблюдается обычно при образовании в системе химических
соединений. Если же последние образуют твердые растворы между со-
бою или с чистыми компонентами по типу замещения, то твердость про-
должает повышаться.
Эти закономерности изменения твердости в двойных системах, как,
в частности, экспериментально показал В. А. Немилов [1221, не могут
быть перенесены на разрезы тройных систем при постоянном содержа-
нии одного из компонентов. В тройных твердых растворах твердость
може. изменяться как по кривым с максимумом, так и по кривым с ми-
нимумом и промежуточным кривым. При образовании только механи-
ческих смесей в тройных системах твердость изменяется по кривой, ес-
ли состав выражается в весовых или атомных процентах, и по прямой,
если состав выражается в объемных процентах. Наконец, в смешанных
тройных системах твердость по отдельным разрезам всегда изменяется
по кривым. Это подтверждает высказанное выше положение, что при
образовании тройных и более сложных твердых растворов могут зна-
чительно изменяться условия, регулирующие образование двойных
растворов. Все же можно считать что, как правило, тройные и многоком-
понентные твердые растворы упрочняются сильнее двойных [cM. 1231.
Значительно сильнее, чем твердость, увеличивается при образова-
нии твердых .растворов сопротивление н ач а ль ной ил а сти-
ч ес кой де фа р маци и, q. е. пределы пропорциональности и теку-
чести. Особенно резко эти характеристики возрастают в области малых
конценграций добавляемого элемента. Пластичность у твердых раство-
ров, за некоторыми исключениями, наблюдающимися в основном в не-
железных сплавах, понижается. Из сказанного следует, что растворе-
ние леги~рующих элементов в феррите и в аустените будет вызывать их
упрочнение.
П р и ч и н о й упрочнения твердых растворов в настоящее время

48
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕН'ГОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
' Подробней о coBpeMBHIHblx теориях упрочнения твердых растворов см. в сбо~р-
нике «Структура металлов и свойства», перев. с англ., Металлургиздат, 19~7, стр. 36.
считают искажения кристаллической решетки (6221. Однако это, по-ви-
димому, не единственная, а в ряде случаев и не главная причина '. Боль-
шую роль должно играть соотношение видов межатомной связи в твер-
дом растворе. Возникновение даже незначительного количества кова-
лентной связи может заметно повысить сопротивление сплава пластиче-
ской деформации. Этот фактор может иметь важное значение, например
в сплавах — твердых растворах железа с кремнием, со значительным ко-
личеством марганца и особенно с углеродом (в мартенсите и в меньшей
степени — в аустените). Прочность межатомной связи в твердых раст-
ворах на основе железа (а также никеля и кобальта), по нашему пред-
положению, может сказаться главным образом в повышении сопротив-
ления начальной пластической деформации за счет усиления состав-
ляющей связи, обусловленной взаимодействием ионов, вследствие уве-
личения числа неспаренных электронов, в d-слое. Наконец, важное зна-
чение, по нашему мнению, имеют состав и строение границ, точнее, меж-
кристаллитных слоев, а в монокристаллах — межблочных слоев в твер-
дом растворе. Особенно сильное влияние малых количеств добавляемо-
го элемента можно объяснить именно тем, что в этом случае он в боль-
шей степени изменяет состав и строение межкристаллитных слоев, чем
самих зерен твердого раствора
Аналогичным закономерностям подчиняется изменение э л е к т р о-
с о п р о т и в л е н и я. В двойных твердых растворах электросопротив-
ление изменяется по выпуклой кверху кривой, и всякое отступление от
этого хода, особенно, если оно резкое, связано с определенной аномали-
ей или с превращением. Образование химического соединения также
приводит к возрастанию электросопротивления. Температурный же ко-
эффициент электросопротивления обычно тем меньще, чем последнее
выше. Исключение составляют интерметаллические соединения, при
образовании которых, как показал Н. И. Степанов Б2], температурный
коэффициент электросопротивления меняется весьма мало, оставаясь
в пределах значений 0,003 — 0,006, соответствующих чистым металлам.
Это обстоятельство используется, в частности,;в физико-химическом ана-
лизе, помогая в сомнительных случаях отличать соединения от твердых
растворов.
При суждении об изменении характеристик прочности и частично
электросопротивления сплавов с их соста~вом в системах, состоящих из
смеси фаз, необходимо учитывать и влияние структуры, т. е. формы, рас-
пределения и особенно степени дисперсности фаз, которое может при-
вести к резким отклонениям от закона сложения в таких системах. Это
имеет важное значение для стали, особенно леги~рованной, так как пос-
ледняя представляет собой чаще всего механическую смесь двух или
нескольких фаз — твердого раствора и химического соединения, двух
твердых растворов и т. д.
Так, наприме~р, из cxeMb& t; р с. 22 вид о, то удель ое электросоп
тивление стали со структурой пластинчатого перлита выше, чем у стали
со структурой зернистого перлита. Удельное электросопротивление
у стали или у сплава с коагулированной второй фазой несколько ниже,
чем при высокой степени дисперсности последней. 1~оличественно, одна-
ко, влияние структурного фактора на электросопротивление невелико,
так как это влияние связано только с общей протяженностью границ зе-
рен и их расположением по отношению к направлению тока, что под-
тверждается также кривыми рис. 23 [3431. Из этих кривых видно, что

ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
49
удельное электросопротивление у поликристаллических свинца, кадмия
и цинка IIpH всех исследованных температурах выше, чем у монокри-
сталлов тех же металлов. По этой причине разложение пресыщенного
твердого раствора, как правило, сопровождается понижением удельно-
го электросопротивления, так как повышение сопротивления, вызванное
увеличением протяженности границ раздела вследствие появления вто-
рой фазы, обычно не компенсирует падения электросопротивления, обус-
ловленного уменьшением концентрации твердого раствора.
Твердость зависит и от формы частиц второй фазы (381 и от распо-
ложения их относительно направления нагрузки, а также дисперсности
этой фазы. Количественно влияние
дисперсности ~второй фазы на твер.- И
дость во много раз сильнее, чем на 1
электросопротивление, так как твер-
дость значительно более чувстви-
тельна к структурному фактору.
г
Большинство исследователей счита- гоо 300
ет причиной повышения твердости в
~оо
ФОО
'Ь
Ь
f00 200 300
Температура, С
Рис. 22. Схема влияния
углерода на удельное
электросопротивление
стали при разной форме
цементита:
1.— пластинчатый перлит;
2 — зернистый цементит
Рис. 23. Удельное электросо-
противлвние при разным тем-
пературах монакристальных и
полик рисовальных металлов:
1 — поликристалл, 2 — монокри-
сталл
гетерогенных сплавах искажение решетки основной фазы, затрудняющее
процесс ее пластического деформи~рования путем скольжения. По этой
гипотезе с павы цением степени дисперсности второй фазы твердость
сплава повышается вследствие увеличения количества зон с искажен-
ной кристаллической решеткой. Однако мы склонны придерживаться
выдвинутого Г. В. Курдюмовым и поддерживаемого С. Т. Кишкиным
положения, согласно которому сопротивление пластической деформа-
ции наиболее действенно повышается за счет создания «тонкой субмик-
роскопической неоднородности строения», независимо от того, каким
способом она достигается — наклепом, легированием или термической
обработкой. Повышение степени дисперсности второй фазы должно, сле-
довательно, увеличивать твердость потому, что при этом усиливается
тонкая субмикроскопическая неоднородность строения. С этим же свя-
зано повышение сопротивления пластической деформации с измельче-
нием зерна у твердых растворов.
В качестве иллюстрации влияния структурного фактора на |рис. 24

ОСОБЕННОСТИ ФА3 ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
50
[89] показано изменение твердости стали z повышением содержания
в ней углерода при различной степени дисперсности цементита. Непо-
средственное влияние суммарной поверхности карбидов, характеризую-
щей количество частиц последнего, на твердость кремнистой стали при-
ведено на рис. 25 по исследованиям С. 3. Бокштейна [132]. Эти данные.
интересны тем, что одновременно показывают как влияет на твердость
сплава при одинаковой степени дисперсности второй фазы твердость ос-
новной массы (в данном случае твердого раствора кремния в железе).
Поэтому разложение перенасыщенных твердых растворов почти
всегда сопровождается повышением твердости, и только после того, как
количество частиц выделившейся фазы из-за коагуляции уменьшается,
значение твердости становится меньше, чем у раствора, и приближает-
ся к требуемом~ по закону сложения. Hp этой же причине твердос~ ь
170
ЯЮ
~ ГЗЮ
300
250
гоо
О
Е ло
Ъ
100
so
О
&lt
0 ЯЮ ~ОК &lt
0[имцрноя подеркность юр&a
~~~~ Г мм ~/мР/3
oz ge gs o,â ~,о ~г
0/
Рис. 25. Влияние суммарной поверх-
ности карбидов на твердость кремни-
стОЙ стали:
1 — 0,25% $ t 2 — ],75% Я; 3 — 2,75% Я
Рис. 24. Влияние углерода на
твердость стали с разной струк-
турой:
1 — охлаждение на воздухе; 2 — сфе-
роидизация
дисперсной смеси может оказаться выше, чем у твердого раствора, да-
же в том случае, когда вьгпадающая фаза мягче основной. Примером
может служить дисперсионное тве~рдение железа или стали за счет меди.
Кроме указанных факторов, отступления от закона сложения в из-
менении свойств с составом у смесей, как считает А. А. Бочвар [37], мо-
гут быть обусловлены и рядом более тонких причин, которые в общем
виде могут быть сформулированы как несоблюдение положения о по-
стоянстве структурных составляющих смеси ' и положения об отсут-
ствии взаимодействия между ними в ~процессе испытания свойств.
К числу факторов, которые могут существенно влиять на диаграмму
зависимости свойств от состава для сплавов-смесей и для твердых рас-
творов, как указывал еще H. С. Курнаков [22], а в последнее время и
А. А. Бочвар [37], относится температура. Повышение температуры у не-
ограниченных твердых растворов часто приводит к сглаживанию или
даже полному исчезновению максимума на кривой состав — сопротивле-
ние пластической деформации [136], по-.видимому, вследствие уменьше-
ния прочности межатомной связи. Однако величина и положение мак-
симума на кривой при данной температуре испытания сильно зависит
от длительности действия нагрузки. Тройные и более сложные твердые
растворы и с повышением температуры упрочняются сильней, чем двой-
' В частности, Л. А. Бочвар считает возможным наличие в реальных сплавах. даже
в гомогенизированных, смеси второго порядка внутри гомогенных под микроскопом
первичных кристаллов.

ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ И СВЕРХСТРУКТУРЫ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
ные [123]. То же относится к сплавам-смесям. Эти обстоятельства имеют
особо важное значение |применительно к сталям и сплавам, работаю-
щим при высоких температурах: жаростойким, жаропрочным, сплавам
высокого электросопротивления для нагревательных элементов и т. п.
Состав (и строение) таких сталей и сплавов часто должны значительно
отличаться от того, который был установлен в качестве оптимального по
диаграмме зависимости данного свойства от состава, построенной прп
комнатной температуре.
П е р и о д р е ш е т к и по так называемому закону Вегарда в твер-
дых растворах замещения должен изменяться непрерывно и пропор-
ционально атомной концентрации, т. е. по прямой линии в зависимости
от последней. В действительности этот закон, за исключением сильно
разбавлснных растворов, почти никогда не соблюдается, причем откло-
%
250
Ъ
2,8ЮЕО
ъ~
&lt
Юд
3
~ф 28820
Z,8888
'8580
0 1 2 3 Ф 5 6
бодержание лееирующих ме-
менто8 8 a(~Fe, % (атомн)
~6 24
Si, % (8ecj
Рис. 26. Изменение периода pe-
merci~ а-железа и ри растворении
в нем различных элементов
Рис. 27. Изменение электросопротив-
ления с измвнением концентрации
в ~сплавах железа с кремнием после
различной тврмичесжой обр~абслжи:
1 — гомогенизация и отпуск 24 часа лри
450О; 2 — гомогенизация
нения от него могут быть как в сторону сжатия, так и в сторону расши-
рения [40]. На рис. 26 [1271 показано изменение, периода решетки железа
при растворении в нем различных элементов. Еще более значительные
отклонения от закона Вегарда наблюдаются в тройных твердых раство-
;~ах [137]. Образование твердого раствора внедрения, как и следует ожи-
дать, обычно связано с увеличением периода решетки.
Образование сверхструктуры в системе твердых раство-
ров характеризуется изменением и ряда свойств. Этим очень часто поль-.
зуются не только для создания сплава с определенными свойствами,
но и для обнаружения сверхструктуры. В некогорых случаях, например
в сплавах железо-алюминий, образование сверхструктуры сказывается
на изменении периода решетки. Из свойств, легко поддающихся изме-
рению, наиболее сильно изменяется при этом электросопротивление,
обнаруживая резко выраженный минимум,при стехиометрической кон-
центрации. Температурный коэффициент электросопротивления дает
обычно максимум.
В качестве примера на рис. 27 [42] представлены кривые зависимо
сти электросопротивления от концентрации в сплавах железо-кремний

ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ~EJIEBHbIX СПЛАВАХ
52
' Предложено было даже для этого процесса название «сверхструктуриое
твердение~.
после гомогениза~ции и после гомогенизации и отпуска при 450' в тече-
ние 24 час. Резкое уменьшение электросопротивления против того зна-
чения, которое следует из закона изменения его в твердых растворах,
показанного на рис. 27 штрих-пунктирной линией, вызвано образова-
нием сверхструктуры (Fe,Si при 14,5О/о Si). То обстоятельство, что на
кривой минимум соответствует не 14,5О/О, а 12,5О/о Si, может быть объ-
яснено недостаточной чистотой исследованных сплавов. Из почти оди-
накового хода кривых электросопротивления для сплавов гомогени~зи~ро-
ванных и подвер~гнутых последующему отпуску при 450' с выдержкой
24 часа следует, что сверхструктура в сплавах железо-кремний обра-
зуется достаточно полно уже при медленном охлаждении с темпера-
туры гомогенизации, что подтверждается и другими фактами. В этих
сплавах сверхструктура настолько устойчива,
C
что сохраняется даже после закалки с темпе-
ратур 1200 и 1250' [108].
28
/ Образование сверхструктуры вызывает
значительные изменения различных магнит-
ных характеристик сплава. Наиболее сильно
и однозначно на сверхструктуру, как показа-
ли автор и др. [44], реагирует м а гни то-
с т р и к ц и я, Рак видно из примера, приведен-
ного на рис. 28 [44], в сплавах железо-алюми-
0
ний в интервале 10 — 1бо/о Al после отжига с
р y g g ~g ~g ~y~~ медленным охлаждением, приводящего к об-
~е, r.. разованию сверхструктуры FeqA] при 14'/О Al,
магнитострикция при насыщении Х, значи-
тельно больше, чем после закалки, когда сно-
Hи~м KoHQQHTPаЦиH B Ва УСтакаВЛИВаЕтСЯ НЕУПОРЯДОЧЕННОЕ РаСПОЛО-
сплавах железа с алюми- жение атомов в решетке. В соответствии с
Р»л««й этим образование сверхструктуры приводит,
как правило, и к повышению коэрцитивной си-
лы сплава. Сверхструктура обычно обладает
также более высоким магнитным насыщением.
Примером может служить сплав состава Ni&gt; n, кото ы в упорядоч
ном состоянии имеет высокое магнитное насыщение, а в неупорядочен-
ном практически неферромагнитен.
Наконец, образование сверхструктуры нормально сопровождается
также значительным повышением твердости и предел а
и р о ч н о с т и ' и падением пластичности и вязкости сплава. Приведен-
ные для иллюстрации этого положения на рис. 29 кривые [45] показы-
вают одновременно, что наклеп постепенно снимает, а при больших сте-
пенях обжатия уничтожает сверхструктуру и связанные с нею новые
свойства, в том числе и упрочнение (кривые 2 и 8 совпадают), что ино-
гда объясняют раздроблением или «размалыванием» решетки на малые
упорядоченные объемы. Имеются попытки [141] объяснения влияния на-
клепа сильным локальным повышением температуры. Однако нагрев
наклепанных сплавов в течение 1 часа при 420' снова восстанавливает
сверхструктуру, и предел прочности, как,видно из кривой 4, значитель-
но,возрастает. С практической точки зрения весьма важно то, что вос-
становление сверхструктуры, уничтоженной наклепом, имеет место при
температурах ниже температуры возврата, так что возможно совмеще-

ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
53
ние в одном сплаве свойств, вызванных наклепом, в частности, упроч-
нения, со специ~фическими свойствами, обусловленными сверхструк-
турой.
При отсутствии предварительного наклепа сильное повышение проч-
ности за счет образования сверхструктуры получается в основном толь-
ко тогда, когда этот процесс связан одновременно с изменением кри-
сталлической решетки сплава. В качестве примера на рис. 29 показано
изменение твердости и удельного электросопротивления с температурой
отпуска у быстро охлажденного сплава железа с 40% Со и 10% Cr.
Кривые рис. 29,показывают также, что упрочнение, вызванное установ-
лением сверхструктуры, сопровождается резким падением пластично-
сти сплава.
ИО
бб
&lt
ЮО
1
ЗЮО
&lt
~ч
0,6 &g
о
Ь.
Ъ
20~
~4 14Î
100
ЕО
20
80 00 50 60 70 80 90 &lt
Art, %
а
210 д2
О 100 200 300 400 500 б00 700
Температура omnyска. С
б
Рис. 29. Изменение механических свойств и электросопротивления сплава прь об-
р азовании сверхструктуры:
a — сплавы Уе-Ni. б — сплав железа с 40% Со и 1У/р Cr, быстро охлажденный; 1 — закалка;
2 — закалка и наклеп 95%; 3 — отпуск и наклеп 95%; 4 — наклеп и отпуск 1 час при 420'
Поэтому наиболее эффективно и широко сверхструктуры и вообще
твердые растворы на основе ~- и ©-железа используются для создания
легированных сталей и сплавов с особыми, физическими и химическими
свойствами (высокого электросопротивления, трансформаторной и ди-
намкой стали, сплавов с высокой ма~гнитостриицией, высококоэрцитив-
ных сплавов, кислотостойких сталей и т. п.).
В качестве же средства сообщения стали высокой прочности наряду
с твердыми растворами очень важную роль играют высокодисперсные
фазы, расположенные в основной ферритовой массе и состоящие из хи-
мических соединений: карбидов, металлидов, нитридов и т. п.
2. ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Наряду с твердыми растворами и сверхструктурами весьма важ-
ную роль, в одних случаях положительную, в других — отрицательную,
в легированной стали играют химические соединения, к которым отно-
сятся: интерметалличеокие фазы, карбиды, нитриды, окислы, сульфиды,
а также фосфиды, бориды, гидриды и др.
Kaz установлено на ~протяжении последних лет, за счет многих из
таких фаз может быть достигнуто упрочнение и изменение ряда физи-
ческих свойств железных сплавов путем дисперсионного твердения.
Однако наиболее важными в стали до сих пор остаются карбидные фа-

54
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
зы. В конструкционных сталях изменение степени дисперсности карби-
дов и когерентной связи их решетки с решеткой материнской д-фазы
в зависимости от условий термической обработки является наиболее
эффективным средством повышения и регулирования прочности. В ин-
струментальных сталях карбиды увеличивают стойкость против износа.
В сталях со специальными механическими, особыми химическими или
физическими свойствами карбиды также играют важную роль, иногда
положительную, иногда отрицательную.
Химические соединения в сплавах образуются в тех случаях, когда
указанные выше ограничения не позволяют образоваться твердым рас-
творам. Изучению условий образования химических соединений в ме-
таллических сплавах, их строения и физических свойств ~посвящено боль-
шое количество теоретических и экспериментальных работ исследовате-
лей различных школ и направлений, прежде всего школы Н. C. Курна-
кова.
Несмотря на значительные в ряде случаев противоречия, можно
считать, что из всех факторов,,вытекающих в конечном счете из поло-
жения взаимодействующих элементов в периодической системе Д. И.
Менделеева, при образовании мимических соединений, а также для их
строения и свойств основную роль играет вид химической связи, вер-
нее, количественное соотношение видов связи. Геометрический фактор
также играет, конечно, известную роль [1431, но эта роль не может быть
определяющей. Отсюда следует, что в химических соединениях еще в
большей степени, чем в твердых растворах, должны сказываться те
специфические особенности, которые, вытекают из принадлежности
взаимодействующих элементов или одного из них к металлам переход-
ных групп. В зависимости от соотношения, видов связи химическое со-
единение может иметь ~постоянный или переменный состав с большим
или меньшим интервалом однородности, будет обладать в той или иной
степени металлическими свойствами или почти не обладать таковыми.
В легированной стали преобладают химические соединения переменно-
го состава, обладающие в той или иной степени металлическими свой-
ст.вами.
А. ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ С ПРЕОБЛАДАЮЩЕЙ МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ
СВЯЗЬЮ
K этой пру ~ е соединений в легированвой стали относятся: интер-
металлические азы (металлические соединения), карбиды, нитриды,
бориды и гидриды. Большое количество соединений последних четырех
видов обычно относят к особой группе фаз, называемых фазами внед-
рения [см. 73, 74, 622]. Под последними понимают химические соедине-
ния переменного состава, образуемые металлами переходных групп с
неметаллами, имеющими очень малые атомные радиусы,— водородом,
углеродом, азотом, причем атомы неметаллов внедрены в металличе-
скую решетку. Фазы внедрения обладают металлическими свойствами
[145], что иллюстрируется, в частности, величиной их удельного элек-
тросопротивления и положительным температурным коэффициентом
последнего (табл. 5), тогда как карбиды, нитриды, гидриды нормаль-
ных металлов, например СаН2, СаС~, Ве~С, А14СЗ, A1N, не обладают
металлическими свойствами.
В фазах внедрения металлические атомы образуют решетку, отлич-
ную по ти~пу от решетки чисто~го металла. Наиболее часто — это решет-
ки с плотнейшей упаковкой атомов — гранецентрированная кубическая
или гекса~гональная компактная, т. е. решетки К12 или Г12; значительно

ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
55
Лля других же важнейших карбидообразующих металлов отношение
Rc
(0,59, и их карбиды поэтому считают фазами внедрения. Однако
"~~м
в последйее время показано, что монокар~биды WC и МоС (а также
нитриды MoN и TaN) не являются фазами внедрения.
Большинство фаз внедрения представляет собой соединения пере-
менного состава, обычно бертоллидного типа, с более или менее широ-
кой областью гомогенности на диаграмме состояния металл — неметалл.
Так, по данным Я. С. Уманского [731, в кар~бидах некоторых металлов
.содержание углерода может колебаться в следующих пределах:
Карбид ..... Nbc TiC VC
Содержан ие С,
(атомы).... 20 — 50 27 — 50 25 — 50 43 — 50
ZrC
При этом область гомогенности простирается только в сторону
дефицита углерода. Период решетки, как можно видеть из рис. 30 для
карбидной фазы р-титана, не возрастает от TiC влево, как следовало
бы ожидать на основании понижения содержания углерода, имеющего
меньший атомный радиус, чем металл, а уменьшается. Это свидетель-
ствует о наличии твердого раствора вычитания. Таким образом, фазы
внедрения можно рассматривать как структуры вычитания.
Мы полагаем, что описываемые фазы и следует рассматривать как
соединения переменного состава типа структур вычитания. Общеприня-
тое до сих пор выделение этих фаз в самостоятельную группу «фаз
внедрения» недостаточно оправдывается ни с точки зрения условий их
образования, ни с точки зрения их основных свойств. Не говоря уже об
отмеченных выше исключениях для монокарбидов вольфрама и молиб-
дена и некоторых нитридов, величина атомного радиуса углерода или
азота в соответственных соединениях, так же как и в твердых растворах
внедрения, может значительно отличаться от BI'о исходной величины.
Это подтверждается и непосредственными измерениями [28, 148 и др.1
«эффективного» радиуса неметалла .в твердых растворах внедрения и
в соединениях и упоминавшимися выше косвенными опытами, показы-
,реже — объемноцентрированная кубическая или простая гексагональ-
ная, т. е. решетки К8 или ГВ. Внедренные же атомы неметалла в решет-
ках К12 или 112 с коэффициентом компактности 0,74, как чаще всего
предполагают из геометрических соображений, помещаются либо в
октаэдрических пустотах, т. е. имеют координационное число 6, либо
.в тетраэдрических пустотах, т. е. имеют четверную координацию. Исхо-
дя из этих геометрических соображений, считают, что фазы внедрения
образуются, если отношение атомного радиуса неметалла (R„)
атомному радиусу металла (R„) — равно или меньше 0,59. Если
~н
М
это отношение больше 0,59, то фаза внедрения образоваться не может,
и соединение имеет сложную кристаллическую структуру. В соответ-
ствии с этим, если исходить из приводимого ниже соотношения атомных
радиусов некоторых металлов и углерода, то увидим, что для железа,
Rc
хрома и марганца отношение ) 0,59; поэтому карбиды этих эле-
~м
:ментов не являются фазами внедрения, а имеют сложную структуру.
Металл .. Fe Mn Cr 4' Мо Ti Nb Zr Hf W Ta Th
R
— 0,61 0,60 0,61 0,57 0,56 0,5З 0,53 0,48 0,46 0,55 0,52 0,4З 0,48
RM

ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕН ГОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
1
вающими, что в твердом растворе в у-Fe и в а-Fe углерод находится в
виде катиона. Так, например, атомный радиус углерода может меняться
о о о
от 0,70 А в TiC до 0,78 А в WC; атомный радиус азота — от 0,65 А в
о
TiN до 0,81 А в MoN [281. Если же исходить из величины эф~фективного
радиуса, то карбиды железа, мартанца и хрома также должны были бы
представлять собой фазы внедрения, тогда как в действительности они
имеют сложные решетки. С другой стороны, ряд переходных металлов
из числа образующих фазы внедрения, в частности, тантал, ванадий и
др., как установлено в последнее время [149, 148 и др.], способны рас-
творять только ничтожное количест-
Rc
во углерода, хотя отношение у
I
)~м
пих меньше 0,59.
Значительно более важно для
природы и свойств карбидных, а
также нитридных ~фаз, обладающих
металличеакими GBoHc пвами, не-
сомненно то, что они образуются
7~ /О
Zu 30 4y g;g
C, % (nmo~e)
,30
Рис. 30. Изменение период~а решетки
карбидной фазы Р титана в зависимо-
сти от содержания углерода
толь'ко на основе переходных метал-
лов, что оказывает большое влияние
4,3Z 7jg на межатомные связи. Из-за недо-
строенной d-оболочки атомы этих
металлов обладают повышенной
I способностью присоединять к себе
е~ ~ Я электроны от атомов взаимодейст-
у
1 вующих с ними углерода или азота.
I
Можно предположить, что в
I карбидных, а также в н~итридных
l
фазах между, атомами неметалла и
й7 20 Ю 40 50 металла, возникают ковалентныс
с, % (ап~омн) связи. Одновременно металл присо-
единяет от неметалла электрон, о
чем свидетельствует уменьшение в
болышинстве,карбидов атомного
радиуса углерода по сравнению с
его исходным значением. Изменение
свободной энергви при Образовании таких фаз является результатом
этого сложного межатомного взаимодействия и, как видно из табл. 5
для тугоплавких карбидов, составляет от 1 —: 2,5 эв. Присоединение
же металлом электрона от углерода, по нашему предположению, долж-
но приводить к увеличению числа неспаренных электронов в d-полосе
металла 1и, следовательно, к усилению, взаимодействия ионов в том слу-
чае, если число электронов в d-слое данного металла меньше пяти, и,
наоборот, к уменьшению числа неспаренных электронов и ослаблению
взаимодействия ионов, если число электронов в d-~oe металла больше
пяти. При этом степень усиления или ослабления взаимодействия ионов
по сравнению с этим взаимодействием у самого металла должна быть
тем больше, чем меныпе в d-слое атома последнего число неспаренных
электронов, так как в этом случае и относительное изменение их,коли-
чества, как:в том, так и .в другом направлении, также будет больше.
Этим можно, по крайней мере частично, объяснить эксперименталь-
но установленный в последнее, время Г. В. Курдюмовым и его сотрудни-
ками [56, 150, 151, 152] факт уменьшения углеродом сил межатомной

XHt 1ИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
5Т
О
,"o
LO ~
о
о
СЧ
СЧ
О
»
О СЧ
О~-
О
о
~1~
о
О
('4
О
„o
CO ~p
~ сч
с
о
о
о
~Г;)
С)ю QQ
О СО
ООО
л
oo"
о
л
00
~Г;)
о ц
л
О с.
о
о
00
о
Ф сч')
о
о
СЧ
~Д)
Су~ "Фе
О
о
ОО
+
О
„o
М;)
CO ~
О
о
CO
СЧ
Ф
о
3'
3'
~ °
Ф
З
С1СЧ
ОO
л
л
о
о
СЧ
~Г;)
сч М;)
00 (.„"
CO ~
+
Е"
(Q °
Ь
Ю
.'Е
Ф
О °
й
и
е
2
ж
Ф:(
х
х
~О
о
х
и
Ю
л»е
Ж
ф е
3=~~
Ю
Ж
О
Q °
И
О
и
О
С4 е
1-е
М
Сг
й~~ °
Щ
Ю с~
М
О °
ж ~
& t
й~ ° ~
~%
М
1-е
Ж
Ю
Ж
° 6»
° Яе Q
Я Ж
О Ж
М
й'
д Ю
1-е
й~Ъ Я,
[е
О
аи
+~ о
~ °
хО
g o
аm
Ф &
Ж
И)
+a
о
о
в,'Я
О
р; И
В:(
О
Ю
u ~
Ж
р О
©дО
~4
~оМ
СО W
Ю
а&
4'чэ м
о
И
Ж
Ж
О
Ж
О
а °
(
М
Ю
Р)
О
С~
u &
й,
л
A
~-е
fJ
О
1=~
С4
Ю
~»
О
а
М
Or
ы
Гб
Ь'
О
м
G.
Е
CO
В:(
й
~О
С4
'2
Ц
И
~е
Я
М
Ц
И
~-ю
! ! !
e O
И
М
и
Ю
Я сг
Се) 3'
ф tQ
3'
И
2
2
;ь
~е
Р»
р» Ю
Ю
ь
д. Ф
р(
о
И р
~»
о
~ °
о а.
Д; ОЭ
lQ
и
к
Ф Д
Ю
Ф
и Д
М
~ °
3-~
о
И
и
о
р С2,
вО И
В~»
А
и
Сб
.ц.
к
2»фа
ж
х
3-~
о.
и
фф °
+i&
& t
~î&
K ч
v щ
и
с9
д~ RCC
2
ж-~
~~- 3.
Х Я Q
'Я ~ o.
» Д „"
"° з
~.е
8и
~о~
~ u
"Uх
Яд~ Ж
u &l
о&
~О:ц
Фф р»
&lt ca
~х~
Ю
"&gt
63
о
"o
03
v cg
v &g
ж ~о
хоа
2 ~ео~ч
у о.а~
х
М»4
~е~ .'~~~ й
cg fi
àn.v ~
во
Я ~ ф~ ФЯФ
20) д.&
Я Ж
М
~~О
о
° @ ~N ф
о
gg с~3

;58
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ~Е ЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
' В одной из новых работ сообщается, правда, что углерод практически не изме-
;няет энергию связи в у-железе, но это еще требует проверки.
связи в решетке а-железа (в мартенсите) и ч-железа (в аустените) ',
так как в d-слое атома железа имеется больше пяти электронов. Это
положение подтверждается также относительным повышением темпера-
туры плавления у карбидов титана, циркония, ниобия и ванадия по
сравнению с соответствующим металлом (табл. 5). Яля карбида тан-
тала необходимо, по-видимому, дополнительно учесть имеющиеся дан-
ные 1120] о том, что при образовании кристалла у тантала, а также у
вольфрама, значительная ча~сть 6 р-эле~ктронов переходит на уровень 5 d,
т. е. число d-электронов атома в кристалле больше, чем в свободном
атоме. Правда, в результате присоединения электрона d-слоем метал-
лов, у которых число электронов,в этом слое меньше пяти, следовало
бы ожидать увеличения парамагнитной восприимчивости у карбидов
таких металлов, тогда как на самом деле она уменьшается. Однако, не
говоря уже о том, что значение восприимчивости зависит не только от
числа неспаренных d-электронов, это противоречие можно объяснить и
наличием в карбидах значительного количества ковалентных связей.
Вольфрам и молибден, по-,видимому, образуют главным образом
ковалентные связи с углеродом. На это указывает и повышение удель-
ного электросопротивления у карбидов этих металлов в 10 — 20 раз по
сравнению с электросопротивлением самих металлов (табл. 5). Участие
же углерода в металлической связи в их карбидах, по-видимому, неве-
о
лико. Атомный радиус утлерода (0,78 А в WC против 0,77 А) практиче-
ски не изменяется. Температура плавления даже несколько понижается
по сравнению с температурой плавления металла (табл. 5).
О полной ~прочности межатомной связи в карбидных фазах судить
нельзя, так как данных об их свойствах еще недостаточно. Интересно,
однако, отметить, что модуль упругости у тугоплавких карбидов (кро-
ме, по-видимому, Мо2С) выше, чем у самих металлов [156), что свиде-
тельствует о большей прочности межатомной связи у карбида, чем у
металла. В то же время сопротивление отрыву, например у карбида
вольфрама, весьма мало и во много раз меньше cîïðoòèâëåíèÿ срезу.
Возможно, что в кристалле карбида, как и,в ряде других кр~исталлов, в
том числе и-железа, имеются плоскости с ослабленной межатомной
связью (плоскости спайности), перпендикулярно которым и происходит
разрушение.
Высокую твердость карбидов (табл. 5) некоторые исследователи
также пытаются объяснить прочностью межатомной связи. В частности,
считают [157], что в тугоплавких карбидах, особенно в карбиде WC,
вследствие «заклинивающего» действия атомов углерода максимально
проявляются громадные силы связи, свойственные тугоплавким метал-
лам. Однако, как мы уже отмечали при рассмотрении твердых раство-
ров, на твердость значительно сильнее влияют структурные факторы и
вид межатомной связи, чем прочность связи. Примером может служить
чартенсит, твердость которого, несмотря на пониженную прочность
межатомной связи по сравнению с железои, во,много раз выше, чем у
последнего. По нашему предположению, важной причиной высокой
твердости карбидов можно считать наличие в них значительной доли
ковалентной связи, одним из свойств которой является большое сопро-
тивление пластической деформации. В карбидах титана, циркония, нио-
бия, тантала, ванадия (табл. 5), вероятно, дополнительно сказывается
усиление взаимодействия ионов, вызванное присоединением электрона

XHMH×ÅÑÊÈÅ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
ят углерода d-полосой. Абсолютное значение микротвердости карбидов,
как и следует ожидать, сильно зависит от содержания углерода, как
это видно из примера, приведенного на рис. 31 [159] для карбида титана.
Этим можно, вероятно, частично объяснить значительные расхождения
значений твердости карбидов, приводимых разными исследователями.
С т о й к о с т ь карбидов определяется прочностью межатомной
связи ~в их решетке. От относительной стойиости кар~бидов зависит: 1)
температура их диссоциации при нагреве стали для термической обра-
ботки и соответственно их влияние на критические точки и на рост зер-
на аустенита; 2) условия их выделения и коагуляции при отпуске зака-
.ленной стали; 3) устойчивость и продукты разложения переохлажден-
ного аустен~ита и т. д. Все это в свою очередь определяет не только
технологию термической обработки и свойства
легированной стали данного назначения, но в /
ряде случаев, например для быстрорежущей, ~0
штамповой типа 3Х2В8 и др. и самый прин-
цип ее легирования. О
Однако стойкость,и з о л и р о в а н н ы х ф
карбидов еще не определяет процесса кар~би- - zoo
О
дообразования и стойкости карбидных фаз в
ст ал и, так как в последнем случае сказы- ~ ~@®
вается ряд других ~факторов. l
Первый, главный фактор — это наличие
железа, составляющего в стали основную мас-
~297
су. Так, цементит в изолированном виде дис-
социирует при весьма низкой температуре ~ @~~
(200 вЂ 2'), à la стали — при значительно бо- /
лее ~высокой температуре, так как его диссо-
О0О
циация, сопровождающаяся увеличением объ- &l ; % (атама
ема, тормозится сопротивлением среды. кар-
биды никеля и кобальта, которые в изолиро-
ванном виде существуют, хотя и обладают ма-
лой стойкостью, .в стали никогда не наблюда-
лись. Нам кажется возможным объяснить это
тем, что энергия межатомного взаимодействия при растворении этих
элементов,в железе, насколько можно судить по соотношению иониза-
ционных потенциалов их атомов s~d8 и s2d' и атомов железа (см.
рис. 17), больше, чем при образовании ими,карбидов. Образование изо-
лированных кар~бидов марганца и особенно хрома сопровождается срав-
нительно большим отрицательным ' .изменением свободной энергии. Тем
не менее свободные карбиды марганца в стали практически не ~встре-
чаются, и основное количество последнего содержится в твердом ра"-
творе. И это, очевидно, можно объяснить тем, чго энергетически выгод-
нее растворение марганца в железе, ~вследсгвие его большого ионизаци-
онного потенциала s2d5 (рис. 17), по сравнению с образованием карби
ла. Значительное количество хрома в стали также не участвует в об-
разовании карбида;,а растворяется в железе. Но это количество мень-
ше, чем для марганца, по-видимому, потому, что ионизационный потен-
циал возбужденного атома хрома s2d4 меньше (cv. рис. 17).
Вообще следует ожидать, что вероятность образования переходны-
ми металлами карбидов в стали будет тем больше, чем больше раз-
Рис. 31. Зависимость микро-
твердости карбида титана
от содержания углерода
' Относительно знака изменения энергии мы всюду придерживаемся обозначении,
принятых не в химии, а в термодинамике, т. е. отрицательный знак соответствует вы-
.делению, а положительный знак — поглощению энергии.

60
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
ность атомных радиусов и меньше разность ионизационных потенциа-
лов у элемента и железа. При одинаковой разности атомных радиусов,
как, например, у вольфрама и молибдена, сказывается меньший иониза-
ционный потенциа.r у последнего, вследствие чето он в стали «охотней»
образует карбиды, чем вольфрам. При переходе от хрома к ванадию и:
титану увеличивается разность атомных радиусов и уменьшается раз-
ность ионизационных потенциалов элемента и железа. Соответственно&
титан должен в меньшем количестве растворяться в железе и больше
участвовать в образовании кар~бида, чем ванадий, и T. д.
Наличие железной основной массы сказывается и в том, что неко-
торые элементы, на~пример вольфрам, молибден, в стали образуют.
сложные карбиды (стр. 425), обладающие, естественно, иной стойко-
стью.
Второй фактор — это количество содержащегося в стали углерода„
вернее отношение количества карбидообразующего элемента к количе-
ству углерода в атомных процентах. С увеличением этого отношения
изменяется состав карбида в сторону обогащения его легирующим эле-
ментом и, соответственно, его стойкость. Так, например, в сплавах
Fe-Ñã-С с увеличением атомного отношения Сг: С последовательно об-
разуются карбиды типа (Fe, Cr)3C, Сг~Сз и Crq~Cg. В сплавах Fe-W-С с
увеличением атомного отношения W: С последовательно образуются
карбиды типа (Fe, W) ЗС; М2зС6 (F~&gt;W g ;C) и M&lt C(F 4W&gt;C
(см. стр. 421) .
Третье, не менее важное обстоятельство заключается в следующем.
Состав, а следовательно, и стойкость карбидных фаз могут изменяться
не только за счет области однородности( если сама фаза — соединение
переменного состава), но и за счет растворения ими разных, в том чис-
ле некарбидообразующих, металлов, а также образования ими твердых
растворов замещения между собою.
Условиями неп р ер ывн ой растворимости карбидных фаз явля-
ются, по-.видимому [168], однотипность кристаллической решетки, видя
химической связи и стехиометрической формулы соответствующих фаз
и небольшая разность атомных размеров у их металлов. Яействитель-
но, изоморфные двойные карбиды вольфрама и молибдена образуют
между собою непрерывный ряд твердых растворов. Неограниченнок
взаимной растворимостью обладает и ряд других карбидных фаз, удов-
летворяющих указанным выше условиям, например TiC — VC;'TiCâ€”
ZrC; NbC — ZrC; NbC — ТаС; TiC — NbC; TiC — TaC и др. с гране-
центрированной кубической решеткой. Непрерывный ряд твердых рас-
твороВ образуют также кар~биды железа и марганца. Так как марганец
содержится во всякой стали, то в карбиде железа всегда некоторое ко-
личество железа замещено атомами мартан~ца — (Fe, Мп)~ С.
В большинстве же случаев и здесь образуются только ограничен-
ные твердые растворы. При этом растворимость часто изменяется с
тем~пературой,,вследствие чего при ускоренном или быстром охлажде-
нии стали могут быть зафиксированы неравновесные и промежуточные.
фазы.
В ограниченном количестве растворяются в карбидных фазах почти
все металлы, в том чии,е и некарбидообразующие, а также неметал-
лы — азот, кислород. Так, двойные карбиды вольфрама и молибдена
могут ограничен~но растворять никель и кобальт, атомы которых заме-
щают атомы железа, а также хром и ванадий, замещающие атомы
вольфрама [160]. Карбид хрома Сг7СЗ растворяет до 38О/р Fe при комнат-
ной температуре и до 60'/р ге при 1300'. Карбид Сг2~С6, часто для упро-

ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
щения обозначаемый Cr4 С, растворяет до 28 /О Fe при,комнатной тем-
пературе и до 350/, Fe при 1150' [78]. В карбиде железа часть атомов
углерода обычно замещена некоторым количеством атомов азота и кис-
лорода, вследствие чето реальный цементит и в нелегированной стали
имеет состав (Fe, Мп) з (С, N, 0) . Оксикар~бидные фазы, содержащие
различное количество кислорода в зависимости от условий их получе-
ния, были найдены [174] среди карбидных фаз ванадия.
Особый интерес применительно к легированной стали представляет
растворимость различных элементов в карбиде железа. Данные лите-
ратуры по этому вопросу еще весьма противоречивы. При~близительно
можно считать, что при комнатной температуре растворимость в карби-
де железа составляет 18 — 200/О для хрома, меньше 1 — 20/О для вольфра-
ма и молибдена [293], 0,4 — 0,50/д для ванадия, 0,15 — 0,250/О для титана,
сотые доли процента для других встречающихся в стали легирующих
элементов. Кремний, алюминий, медь и фосфор практически не раство-
ряются в карбиде железа. Марганец, как уже указывалось, растворяет-
ся в карбиде железа в неограниченном количестве.
Растворение карбидами различных элементов и растворение их
друг в друге может существенно влиять на их стойкость. Как правило,
растворенные элементы, образующие более стойкие карбиды, чем ме-
талл, составляющий основу карбида, повышают стойкость последнего.
Наоборот, элементы, образующие менее стойкие карбиды, чем данный,
или не образующие карбидов, понижают его стойкость. Так, например,
в высоковольфрамовой стали — быстрорежущей, штамповой и др., ва-
надий, растворяясь в двойном карбиде и замещая в нем атомы вольф-
рама, повышает его стойкость. Карбид железа в легированной стали
при нагреве для термической обработки диссоциирует при более вы-
сокой температуре, чем в углеродистой, вследствие того, что в нем рас-
творены различные, преимущественно карбидообразующие, элементы.
Карбид хрома, вследствие растворения в нем железа, диссоциирует,
наоборот, при более низкой тем~пературе. И все же в твердых распворах
карбидов, особенно в сложных, не исключена возможность даже ка-
чественно иного влияния растворенного элемента на их стойкость по
сравнению с ожидаемым на основании этого общего принципа. Это мо-
жет объясняться, как и в твердых растворах металлов, межатомным
взаимодействием растворенных элементов между собой.
Растворенные в карбиде железа элементы, понижающие его стой-
кость, способствуют графитизации. Это особенно сказывается в высо-
коуглеродистой стали и еще сильнее в чугуне. Однако стойкость кар-
бида железа и его склонность к графитизации, как нам представляется,
должны зависеть и от различия атомных радиусов растворенного эле-
мента и железа. Если атомный радиус растворенного в цементите эле-
мента значительно отличается от радиуса замещенного им атома желе-
за, что приводит к деформированию и увеличению свободной энергии
решетки, элемент может способствовать графитизации и тогда, когда он
образует более стойкие карбиды, чем железо. Правильно ли это поло-
жение, легче всего можно проследить на чугуне. Действительно, хром,
марганец, никель, кобальт имеют близкие к железу атомные радиусы.
Из них первые д~ва,препятствуют графитизации, а последние два, не
образующие карбидов, наоборот, способствуют графитизации. С дру-
гой стороны, экспериментально установлено, что, например, такие кар-
бидообразующие элементы как вольфрам (R~) R„, на 12 ) и цирко-
' ний (Я „)Я„, на 26 ) при содержании их в стали в небольших ко-
личествах, очевидно до предела их растворимости в цементите, явля-

62
I
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ~КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
ются слабыми графитизаторами. K карбидообразующим элементам,
заметно способствующим графитизации за счет указанного фактора,
относится и титан (Rr.)R„, на 180/О), хотя имеются попытки объяс-
нить его влияние в этом направлении именно зародышевым действием
его стойких карбидов [621]. Наиболее же сильное графитизирующее
действие оказывают кремний и алюминий. Хотя оба они в стали не об-
разуют карбидов и их атомные радиусы значительно отличаются от
атомного радиуса железа, но растворимость их в цементите практиче-
ски равна нулю. Поэтому влияние этих элементов на графитизацию ед-
ва ли может быть связано с понижением стойкости цементита. Для объ-
яснения влияния кремния К. П. Бунин [178] на основании экспериментов
предложиЛ иной механизм, связанный с диффузионными явлениями B
неоднородном твердом растворе. Возможно, что таков и механизм влия-
ния алюминия на графитизацию.
Учет приведенных соображений, а также результатов многолетних
наблюдений, позволяет приблизительно расположить карбидообразую-
щие элементы в следующий ряд в порядке возрастающей стойкости
карбидов, образуемых ими в стали: Fe, Мп, Cr, Mo, W, V, Та, Nb, Hf,
Zr, Ti. По склонности же к образованию в стали карбидов, как это сле-
дует из приведенных выше предположений об относительной энерге-
тической выгодности растворения, вольфрам должен стоять перед мо-
либденом.
К химическим соединениям в легированной стали, обладающим ме-
таллическими свойствами, относятся также и н т е р м е т а л л и ч е с к и е
фазы или металлические соединения, образуемые железом с рядом ме-
таллических легирующих элементов или последними друг с другом.
Приме~рами таких соединений .могут служить FeCr, CoCr, Fe7Mo6,
Fe&gt; &l ;, ]. зЫЬ2, e&gt;Ti Fe& t;Zr , CoW Ni ] и др. В е они и
или меньшую область однородности на диаграмме состояний и могут
образовать твердые растворы друг с другом. Некоторые из них являют-
ся фазами бертоллидного типа.
Наибольшее практическое значение интерметаллические фазы име-
ют в безуглеродистых, вернее, в малоуглеродистых железных сплавах„
где они используются для получения эффекта дисперсионного тверде-
ния. Но они могут присутствовать и в стали, содержащей повышенное
количество углерода. Так, например, вольфрамид железа ].е~~]1~~ при-
сутствует наряду с двойными карбидами вольфрама, если в сплавах с
Fe/W=1 содержание углерода ниже, чвм это необходимо для образова-
ния последних [160]. В таких случаях вызываемый фазой эффект дис-
персионного твердения используется попутно. Примером может слу-
жить сталь типа быстрорежущей, в которой, по нашему мнению (см.
стр. 445), используется фаза Fe&gt W&l ; или e&gt;W&gt , стойк сть
личивается хромом, а если сталь дополнительно легирована кобальтом,
то и последним. Некоторые интерметаллические фазы в стали играют
отрицательную рол. К ним относятся прежде всего изоморфные фазы
FeCr, CoCr и т. п., получившие название &lt;- а и оказываю ие вес
вредное влияние в жаропрочных и кислотостойких сталях.
Как в тех случаях, когда интерметаллические фазы играют положи-
тельную роль, так и в обратных случаях весьма важное значение имеет
их стойкость, определяемая прочностью осуществляемой в них химиче-
ской связи. Так как во всех этих фазах преобладает металлический вид
связи, то можно полагать, что стойкость их [179] в первом приближении
увеличивается с увеличением относительного различия атомных радиу-
сов образующих их металлов. Это в известной степени подтверждает-

63:
ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Ргруппа Ж~упаа ЧШ группа
'Ь
ГО а
Е
Ц' ~з
10 ~
5 &
4 б о 4 6 8 4 6
~ядь! элемвитоф
Б. НЕМЕТАЛЛ ИЧЕСКИЕ ФА3Ы
Карбиды, нитриды и металлические соединения в стали вследствие
преимущественно металлических межатомных связей обладают, хотя и
ограниченно, металлическими свойствами. Окислы, силикаты и сульфи-
ды, образуемые в стали железом и легирующими элементами, либо не
обладают металлическими свойствами, либо обладают таковыми в
очень слабой степени. Некоторые из этих соединений являются фазами
переменного состава. К таким фазам принадлежат, например, FeS, у
которого область гомогенности простирается от 50 до 53,4 (атомы.)
S; FeO, имеющая область гомогенности до 52,7О/о (атомы.) О; окислы ти-
тана в интервале от 38 до 56О/о (атомы.) О и др. Вюститная фаза FeO в
области гомогенности представляет собой дефектную структуру типа
NaC1, т. е. твердый раствор вычитания, в котором с увеличением содер-
жания кислорода против стехиометрического состава (FeO) часть уз-
лов в решетке, ~предназначенных для атомов железа, остается незаме-
щенной. Окислы титана с 38 — 56О/о (атомы.) О имеют дефектную струк-
туру типа NaC1, но в отличие от FeO, здесь не замещенные атомами уз-
лы имеются как в металлической, так и в кислородной части решетки,
причем распределяются они по-,разному в зависимости от содержания в
окисле кислорода. Более сложную структуру имеет фаза FeS, у которой
в области гомогенности [50 — 53,4О/о (атомы.) S] решетка является де-
фектной никель-арсенидного типа NiAs, причем часть октаэдрических
пустот не занята атомами железа. Еще более сложные структурные пе-
реходы наблюдаются в сульфидах хрома и др.
' К химическим соединениям И. И. Корнилов здесь относит и сверхструктуры»
FeV u FeNiq.
ся данными, приведенными на рис. 32, где стойкость некоторых соеди-
нений железа ' c металлами, находящимися в разных рядах и, группах
периодической системы Менделеева, характеризуется температурой их
образования, если они образуются из твердых растворов, или темпера-
турой их плавления, если они образуются непосредственно из жидкого
сплава.
Металлические соединения могут образовывать твердые растворы
между собою, а также с раз-
личными содержащимися в
стали металлами, что изменя- ~ ®®
Д~Т~~ ~е
ет В ту или другую сторону их
стойкость, а следовательно, ы ~~ Fp,ppz
усло~вия растворения в основ-
ной массе при нагревании, об- ь~~ ~~~®
i pg
С
ратного выделения из раство- ~~ч egg
ра и коагуляции при отпуске
Р
~ b pe
7и
стали и т. д. Условия неогра- а Уел//-3
ниченной взаимной раствори-
V
„0
мости металлических соедине- ~ ~дд
ний в основном те же, что и Сг М
для карбидов [168, 180]. Экс-
периментально неограничен-
ные твердые растворы были
обнаружены в двойных систе- Рис. 32. Стойкость соединений железа с не-
Мах FeCr FeV NiqNb NiqTa которыми металлами и различие их атом-
[180] и в тройной системе ных радиусов (И. И. Корнилов):
N Т' — Ы' Я — N Т '182'
1з 1 — ~з — 1з а
атомных радиусов

64
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
Для окислов и сульфидов (а также селенидов) металлов переход-
ных групп характерно [32] непрерывное изменение, валентности атомов у
металлов, составляющих эти фазы, с изменением состава фаз. Таким
образом, и в окислы, и в сульфиды переходные металлы вносят свои
особенности, заключающиеся, по-видимому, в том, что агом такого ме-
талла обладает более широкими возможностями связи, чем только ион-
.ная связь. В частности, в сульфидах проявляется большая склонность
к образованию значительного количества ковалентных или металличе-
ских связей [184]. Независимо от этого, в ионных соединениях всегда
необходимо считаться с межатомными связями, обусловленными поля-
ризационными процессами [194]. Эти обстоятельства должны привести
к нарушению закономерности, согласно которой у ионных соединений
силы межатомной связи и термическая стойкость при одинаковой струк-
туре должны быть тем больше, чем больше валентность атомов и чем
меньше сумма радиусов аниона и катиона. Это видно из табл. 6 [197],
в которой приведены значения ' теплоты образования или изменения
энтальпии, свободной энергии и энтропии для окислов и сульфидов не-
которых металлов.,Яля окислов и особенно сульфидов некоторых ред-
ких элементов — церия, лантана,,празеодима, неодима, тория — эти дан-
ные приведены потому, что в последнее время за счет введения малых
добавок таких элементов в конструкционные, жаропрочные и кислото-
стойкие стали, жаростойкие сплавы высокого элвктросопротивления и
др. достигнут положительный эффект в определенных направлениях.
По-видимому, в значительной степени это объясняется раскисляющим
и особенно обессеривающим действием редких элементов,в дополнение
к возможному легированию ими граничных слоев или влиянию на окис-
ную пленку.
Таблица 6
Теплота ооразования Ь И', сЪободная энергия Ь F' и энтропия S' (при я9я, lgо К)
окислов и сульфидов некоторых металлов
Сульфиды
Окислы
~Я
ккал/моль
go
кал/град
Ь Но g Fo
ккал/моль ккал/моль
цо
кал/град
Q Fo
ккал/моль
Состав
Состав
Рг6011
1 а,Оз
Pr20s
Nd20s
А120з
В208
ThO
~208
Сг,OÄ-
Zr02
Т0,
$10,
СаО
ВеО
MgO
1.120
МпО
~-а2$з
Се2$8
~~12$8
ТЬ2$8
1а$
Се$2
CaS
MgS
BeS
MoS2
~2$3
MnS
Со2$з
NiS y
FeS
Cu2S
CcS
31,5
31,5
31,6
35,7
18,8
18,8
13,5
12,6
9,3
15,1
13,7
18,7
— 426,9
— 423, 1
— 420, 6
— 376,8
— 283,0
— 278, 4
— 271,0
— 250,2
— -244,4
— 203, 8
— 192,4
— 144,4
— 139,0
— 136, 1
— 133,9
— 86,8
29,1
21,4
29,3
12,2
12,9
16,9
23,6 ,
19,4
12,0
12,0
10,0
9,5
3,4
6,4
9,1
14,4
16.1
28,9
16,1
' Данные относятся к процессу образования соединения из простых веществ при
.условии, что активности реагирующих веществ равны единице.
вЂ 13,0
— 458,0
— 444,5
— 442,0
— 399, 1
— 302, 0
— 292,0
— 290, 0
— 269,7
— 258,2
— 218,0
— 205,4
— 151,9
— 146, 0
— 143,8
— 142,4
— 92,0
— 306,8
— 298,7
— 281,8
— 262,0
— 156,7
— 153,9
— 115,3
— 83,0
— 55,9
— 55,5
— 57,0
— 48,8
— 47(?)
— 22,7
— 19,0
— 19,3
--301,2
— 293, 1
— 276,2
--257,7
— 154,7
— 151,5
— 1)4,1
— 83,6
— 55,9
— 53,8
— 53,3
— 49,9
— 27,3
— 23,3
— 20,6
— 19,8

65
ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
' К. В or и, Archiv Eisenhutten~ ?9, 1958, № 3, стр. 179.
Однако в стали, в зависимости от ее химического состава, условий
ведения процессов выплавки, раскисления, выпуска и разливки, неме-
таллические фазы чаще всего имеют сложный состав, строение и свой-
ства. Так, например, ряд исследователей [199, 201] классифИцируют не-
металлические фазы, встречающиеся в стали в реальных условиях ее
изготовления, следующим образом: окислы (Fe&gt 04 переменн го соста
А1~0~, Si02, Ti02 с примесями, Zr02 с примесями, V~Oq, Сг20З, 4МпО.
.Si02 и др.); силикаты и стекла сл~ожного состава; алюминаты ти~па
шпинелей ( А~120з MgO, А1~0д . FeO и др.); хроматы (Сг20З FeO.
А120~ МпО и др.); сульфиды и их твердые растворы [MnS, (Mn, Fe)S,
(Mn, Fe) S . .FeO. MnO, (Mn, Fe, Сг, Мо) S и др.]. Кроме того, имеются дан-
ные, позволяющие считать, что сульфиды, особенно образуемые некото-
рыми легирующими элементами, могут в значительном количестве рас-
творяться в карбидах [199], что не может не оказывать влияния в опре-
деленном направлении на стойкость последних. Наконец, в стали встре-
чаются неметаллические фазы случайного происхождения, попадающие
в нее, например, из футеровки печи и ковша, из центровых и каналов
при сифонной разливке, из шихтовых и присадочных материалов,и т. п.
Влияние неметаллических фаз на свойства стали определяется, как
известно, не только их составом и количеством, но главным образом их
распределением, величиной и ~формой. Для уменьшения количества не-
металлических ~фаз в твердой с.пали желательно, чтобы в жидкой стали
они имели малый удельный вес, низкую температуру, плавления и низ-
кую вязкость, что способствует всплыванию их на поверхность и удале-
нию из стали. Этому же способствует раскисление углеродом [2031.
Важно также, чтобы в жидкой стали содержались фазы, способные рас-
творять или шлаиовать более тугоплавкие фазы и особенно окислы, об-
разующиеся во время выпуска и разливки стали. В этом заключается, в
частности, главное преимущество применения комплексных раскисли-
телей [199].
Однако часто бывает необходимо повысить температуру плавления
или растворения данной неметаллической фазы. В этих случаях,в сталь
вводят определенные легирующие элементы. Примером может служить
введение марганца в перлитную или молибдена в аустенитную автомат-
ную сталь, в которой сера является легирующим элементом, но вызы-
вает красноломиость вследствие образования низкоплавких эвтектик.
С этой же ~целью можно вводить в сталь кальций, магний, редкие эле-
менты. Аналогичный эффект дают алюминий, титан,и цирконий. В част-
ности, для .последних было установлено [205], что они устраняют крас-
ноломкость даже эффективнее марганца. При введении одновременно
с марганцем титана или циркония достаточно иметь Mn+ Ti & t; 6S
содержании в стали 0,08 — 0,15О/о Мп и Mn+Tio 5S при 0,01 — 0,03О/р
Мп или Mn+Zr & t; 5S ри О О1 Ђ” 0,13 /О п. Ст л с 0,14 /о Мп не об
дала красноломкостью при 0,0850/~ Ti, а сталь с 0,05'/о S и всего 0,082'/о
Мп — при 0,22О/О Ti. При введении одного ли|шь марганца считают не-
обходимым иметь его в количестве == 7,5S, хотя новейшие исследова-
ния и 3 о л и р о в а н н ы х сульфидов показали ', что уже при стехио-
метрическом отношении Mn: S = 1,7 сульфид Hà 80o состоит из MnS.
Положительное влияние тугоплавких сульфидов заключается, по-
видимому, в том, что они имеют более благоприятную форму разорван-
ных цепочек или разрозненных точечных включений (рис. 33, б), тогда
как низкоплавкие сульфиды никеля, кобальта и др. обычно распола-

® ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
гаются в виде сетки по границам зерен (рис. 33, a), способствуя воз-
никновению красноломкости [41]. Алюминий по одним данным изменяет
состав сульфидов, а по другим данным — только их форму и распре-
деление, сам не участвуя в образовании сульфида. Уже упомянутые ис-
следования изолированных сульфидов подтверждают последнюю точку
зрения.
Распределение неметаллических фаз в изделии, изготовляемом из
поковки или проката, определяется их распределением в исходном слит-
ке, вследствие чего этот вопрос и привлекал внимание многих исследо-
вателей. Большинство работ' показывает [206], что при сифонной разлив-
ке окислами и силикатами обычно наиболее обогащена нижняя часть
слитка. Количество же сульфидов несколько больше в верхних частях
слитка. Это относится и к различным легированным сталям. Объясня-
Рис. 33. Включения сульфидов в литой стали [41]:
а — сульфиды никеля. Х100; б — сульфиды марганца. Х100
ют это тлавным образом тем [201], что при сифонной разливке нижние
части слитка за~полняются медленнее, поэтому разливаемый,металл
успевает окислиться в большей степени. По сечению слитка обычно
наиболее обогащена неметаллическими фазами центральная его зона;
количество же сульфидов имеет максимум приблизительно в конце зо-
ны столбчатых кристаллов. Последнее обстоятельство объясняют [81]
тем, что, вследствие резко различной растворимости серы в жидкой и
твердой стали, она в процессе затвердевания обогащает жидкую фазу и
при направленной кристаллизации оттесняется внутрь слитка.
В центральной части слитка (по его сечению) частицы неметалли-
ческих фаз имеют наибольший размер, как можно видеть из рис. 34
[426] для слитка весом 4,5 т из хромоникельмолибденовой стали. Это,
очевидно, связано с процессом коагуляции. Для сульфидов это подтвер-
ждается сильным увеличением размера частиц с у еньшением скорости
затвердевания слитка, как можно видеть из рис. 5, а [81]. Менее убе-
дительно такое же объяснение для силикатов. Действительно, из
рис. 35, б [81] видно, что размер частиц силикатных, включений мало
зависит от скорости затвердевания слитка и имеет предельное значение
около 2 мк, не уменьшающееся даже при весьма больших скоростях
затвердевания слитка. По мнению Б. Б. Гуляева [81], тот факт, что в
осевой части слитка наблюдаются более крупные силикатные включе-
ния и размеры их увеличиваются с увеличением сечения слитка
(рис. 35, б), объясняется их слиянием при соприкосновении. Нельзя,

Поперечное сеченов берха слитка
Рис. 34. Изменение р азмера неметаллических
включений по сечению слитка
И.
l
&l
7
0
ь
г
ь
0
0,g 0,2 ОЩй@1 2 Ф Б Ю /О 20 4069
Скорость затя&amp;рдеда ия, сн
8
(
~ В
35а
сэ~З
g3 г
у 3
0,1 02 ОФфЩ)1 2 Ф 6' 8 10 20 406080
Скорость затбердебания, си/мин
Рис. 35. Зависимость размера частиц неметал-
лических фаз от скорости затвердевания
слитка:
~ — сульфидные включения; б — силикатные вклю-
чения,
1 — сечение 1000 мм, 2 — 500 мм, 3 — 80 мм

Яй ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАЛ
Ю
о
~3
~ ~2M
Ь
~%
а~ Ю
Рис. 36. Левая часть диаграммы
состоян~ий системы Ре — S [51]
о
днако, считать полностью установленным, что силикаты, по крайней
Meipe некоторые из них. не могут, растворяться и диффундировать в
жидкой стали.
Большой практический интерес представляет вопрос о возможности
растворения, диффузии и коагуляции неметаллических фаз в твердой
стали. Из классической диатраммы состояний системы Fe — S следует,
что сернистое желез~о не растворяется в твердой стали. Однако в иссле-
дованиях последнего времени (в том числе проведенных методом, авто-
радиографии [51]) установлена повышающаяся с температурой раство-
римость серы в у-железе, как можно видеть из новой диаграммы со-
стояний, левая часть которой приведена на,рис. 36. Этим можно объяс-
нить наблюдавшийся в ряде исследований [48] и подтверждающийся
заводской практикой факт изменения
БИО размера, формы и расположения суль-
ЮЮУ
L фидов в стали в результате нагрева ее
b е+а g при,высоких температурах, например
00
слитка перед пластической деформацией
[210]. Методом авторадиографии было
/ также показано [229,51], что распределе-
ние сернистых включений зависит от их
состава, температуры и продолжительно-
сти нагрева стали. С повышением темпе-
ратуры нагрева усиливается скопление
сулвфидов по границам зерен, но сплош-
ная сетка сернистого железа образуется
только при температуре около 1300'.
Марганец и алюминий (а также кисло-
АЮ род) повышают температуру, при,кото-
рой образуется сплошная сетка сульфи-
дов. С увеличением продолжительности
выдержки происходит растворение и
диф~фузионное перераспределение суль-
фидов в направлении границ зерен и од-
навреманно уменьшение количества и укрупнение включений за счет
коагуляции. Так как растворимость сульфидов,в железе изменяется с
температурой, то на их дисперсность можно влиять и изменением ско-
рости охлаждения отливки или деформированной заготовки. Недоста-
точно ясен вопрос.о возможности коатуляции окислов в твердой стали,
хотя есть экспериментальные данные [48], подтверждающие такую воз-
можность.
Важное значение имеет изменение формы неметаллических фаз в
процессе пластическото деформирования слитка. Пластичность неме-
таллических фаз, определяющая степень их деформации в стальной
заготовке, колеблется в широких пределах в зависимости от их состава
и структуры. Так, по лабораторным и производственным наблюдениям
[199, 201, 48] окислы и шпинели при деформировении слитка не изменя-
ют своих размеров и формы. К непластичным неметаллическим фазам
относится также часть силикатов и алюмосиликатов, имеющих шаро-
видную форму и сохраняющих эту форму после пластической деформа-
ции слитка. Сложные алюмосиликаты, содержащие окись магния, окись
кальция и некоторое количество окиси железа, являются полупластич-
ными. Они либо, выдерживают небольшую деформацию, после которой
обрываются, либо, будучи достаточно пластичными при высоких темпе-
ратурах, мало пластичны при более низких. К полупластичнььм фазам
относится также закись железа, содержащая МпО и SiOg и встречаю-

О РАСПРЕДЕЛЕНИИ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
б9
3. О РАСПРЕДЕЛЕНИИ ЛЕГ'ИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ МЕ)КДУ
ФАЗАМИ И МЕЖДУ ЗЕРНОМ И МЕ)ККРИСТАЛЛИТНЫМ СЛОЕМ
В двухфазных и многофазных сплавах, какими является большин-
ство легированных сталей, эффективность, а во многих случаях и са-
мый принцип легирования, зависят от распределения легирующих эле-
ментов между твердым раствором (ферритом, аустенитом, мартенси-
том), карбидными фазами, металлическими соединениями, неметалли-
ческими и другими фазами. В последние годы становится также все бо-
лее очевидным, что многие важнейшие явления, наблюдающиеся в ле-
гированных сталях, например обратимая и необратимая отпускная
хрупкость, камневидный излом, ползучесть и разрушение при высоких
температурах, хрупкое разрушение при средних и низких температурах,
механическое старение и др., определяются прежде всего или только
процессами, протекающими на границах зерен и зависящими от распре-
деления легирующих элементов между зерном и межкристаллитным
слоем.
щаяся в недостаточно раскисленном технически чистом железе. Нако-
нец, к пластичным фазам относятся сульфиды, а также некоторые сили-
каты с высоким содержанием FeO и МпО. Температура, при которой
силикаты приобретают достаточную пластичность, тем выше, чем боль-
ше содержание в них S102.
Неметаллические фазы любого происхождения почти во всех слу-
чаях являются вредными включениями. Непластичные фазы при пласти-
ческой деформации слитка способствуют возникновению волосовин и
других дефектов [210, 211]. Пластичные же и полупластичные фазы да-
же при незначительном их вытягивании усиливают анизотропность
главным образом пластичности и вязкости. Такие фазы особенно вред-
ны для поковок, механические свойства которых определяются на ра-
диальных или тангенциальных о~бразцах.
Неметаллические фазы могут ~быть непосредственной причиной
общего ухудшения свойств стали. Так, например, в стали типа кон-
струкционной они вызывают значительное понижение пластичности,
главным образом относительного сужения, ударной, вязкости, усталост-
ной прочности. Наличие в стали неметаллических фаз понижает ее кор-
розионную стойкость, износоустойчивость, магнитные свойства и влияет
на устойчивость аустенита и прокаливаемость сталей. Включения типа
окислов, шпинелей, силикатов ухудшают обрабатываемость стали реза-
нием, ~понижая стой~кость режущего инструмента. Стойкость понижается
и при наличии неметаллических фаз в самом режущем инструменте,
т. е. в инструментальной стали, и т. п. И~зучение ~роли леги|рующих эле-
ментов в изменении состава, формы и степени влияния неметаллических
фаз, с одной стороны, и дополнительной роли самих этих фаз в легиро-
ванной стали (по сравнению с углеродистой), с другой, находится еще
в самой начальной стадии, но заслуживает большого внимания работа-
ющих в этой области исследователей. Уже один факт растворимости
сульфидов в карбидах, образующихся в JIBIHpoBBHHQH стали, свидетель-
ствует о необходимости тщательного изучения взаимодействия неметал-
лических и металлических фаз в легированной стали.

ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕН'~ОВ В ~КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
70
Несмотря на широкое применение в современных лабораторных
исследованиях фазового, микрохимического, спектрального анализа, ме-
тодов микротвердости, электросопротивления, радиоактивных изотопов,
электронографического, электронномикроскопического, затухания ко-
лебаний и других, для установления количественных закономерностей
распределения легирующих элементов в стали имеющихся эксперимен-
тальных данных еще недостаточно. 1~ачественно,можно считать, что
распределение легирующих элементов между карбидными фазами,и
твердым раствором в близком к равновесному состоянии зависит от
количества соответственных карбидообразующих элементов и содержа-
ния в стали углерода. При,нагреве стали, в соответствии с изменением
условий растворимости, происходит перераспределение элементов ме-
жду фазами, которое может быть за~фиксировано в неравновесных фа-
зах быстрым охлаждением. При последующем отпуске происходит
обратное перераспределение элементов между карбидами и твердым
раствором в сторону равновесия. То же происходит во время выдерж-
ки при изотермическом превращении аустенита. В случае же длитель-
ной работы изделия из данной стали (теплоустойчивой или жаропроч-
ной) при высоких температурах перераспределение элементов между
карбидами и твердым раствором протекает в процессе службы до до-
стижения равновесия.
На рис. 37, а [214] показано, как изменяется (повышается) коэффи-
циент теплового расширения стали с 0,5% С и 5% W с уменьшением
содержания вольфрама в твердом растворе за счет увеличения коли-
r
8Z
28
%~&l ;~
~® 20
:3
% q) /Я
8
&lt 00 00 00 ИО 00 00
Темпершдура, 'C
Ю
7,2
~+~a 1,0
~~о
~~~ ов
)я В
0,8
Я,%э
8.R 02
k0
2 4 6' 8 ю &l
C, % аiпоми
1
Рис. 37. Зависимость коэффициента теплового расширения от темпе-
ратуры (а); удельного электросопротивления от содержания угле-
рода (б);
I — закалка с 1150' в масле + отпуск 700', 140 час.: 2 — охлаждение с 1150О на
воздухе
чества карбидов. Из рисунка 37, б,видно, что в то время как у углеро-
дистой стали удельное электросопротивление р с увеличением содержа-
ния углерода все время возрастает, у хромистой стали р падает до
6% (атомы.) C,вследствие уменьшения содержания хрома в твердом
растворе. После ~6% (BTQMH.) С электросопротивление возрастает за
счет меньшей проводимости карбидов, как и в углеродистой стали.
При малом и среднем содержании углерода, как например в кон-
струыционной стали — цементуемой и улучшаемой, часть карбидообра-
зующего элемента и почти все количество некарбидообразующих эле-
ментов растворяются в феррите. другая же часть карбидообразующего
элемента растворяется в цементите. Самостоятельных стойких карбид-

О РАСПРЕДЕЛЕНИИ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
71
Т абл ица 7
Распределение некоторых элементов между ферритом и цементитом в равновесном
СОСТОЯНИИ
Содержание
Элемент в стали, %
Содержание
в стали, %
Распределение
Элемент
Распределение
0,2 — 3,2
0,5 — 3,0
0,5
11,4: 1,0
28,0: 1,0
Слабо раствор.
в FeeÑ
8,0: 1,0
2,0 О: 1,0
Мп
Cr
Ч
Ni
Со
Сц
0,3: 1,0
0,23: 1,0
Не раствор.
в РеС
То же
3,0 — 5,0
0,25 — 3,0
0,25 — 1,0
Si
~1
P
О, 17 — 0,23
0,45
W
W
1,7
0,5 — 1,0
0,28
' Распределевие здесь выражается отношвнием содержания элемент'а в карбиде к
содержанию его в феррите, пр~инятому равным единице.
ных фаз при этом, как правило, не образуется. Именно поэтому кар-
бидная фаза диссоциирует и содержащиеся в ней легирующие элемен-
ты и углерод могут быть переведены в твердый раствор при нагреве
для термической обработки до не слишком высоких температур. Это
позволяет использовать и,в конструкционной стали элементы, образу-
ющие стойкие карбиды. Но по этой же причине в стали типа конструк-
ционных можно вводить только небольшое количество карбидообразу-
ющих элементов, ~при этом тем меньшее, чем более стойкие карбиды они
образуют. Иначе могут образоваться самостоятельные стойкие карбид-
ные фазы, которые не перейдут в раствор при умеренных температурах
нагрева, и часть легирующего элемента и углерода не будет использо-
вана. В таком случае требуемые свойства не будут получены.
В табл. 7 приведены результаты изучения [215] распределения '
некоторых элементов при общем содержании их, встречающемся,в кон-
струкционной стали, между ферритом и цементитом в равновесном со-
стоянии. Последнее достигалось выдержкой закаленных с 1100 — 1300'
образцов при 600 — 700' до тех пор, пока содержание элемента станови-
лось.постоянным. В другом исследовании [219] было установлено, что в
отожженной конструкционной стали с 0,3 — 0,35% С и разным содержа-
нием легирующих элементов в карбидах содержалось (в процентах от
их общего количества в стали): 2,7% Ni, 18,3% Мп, 35,0% Cr и 33,4%
Мо. При этом растворение .никеля не изменяло соде~ржания в карбиде
других элементов, а растворение хрома или мол~ибдена не изменяло в
них содержания никеля. Одновременное растворение хрома и молибдена
в,карбиде,понижало в нем содержание никеля. В стали с 3,4% Ni u
0,6% Мп,в процессе выдержии при 620' никель замещался в карбиде
м ар ган~цем из ферр ита.
При высоком содержании углерода в стали типа инструменталь-
ной, магнитной и др. меньшая часть карбидообразующего элемента
растворяется в феррите и большая часть его растворяется в цементите
или в «чужих» карбидах и образует самостоятельные карбидные фазы.
Стремление к образованию самостоятельных карбидных фаз и в этом
случае усиливается с увеличением количества легирующего элемента,
причем при наличии в стали нескольких карбидообразующих элементов
в первую очередь образуются более стойкие карбидные фазы, а затем
все менее стойкие. Перераспределение легирующих элементов и в таких

72
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
сталях может быть достигнуто за счет термической обработки, в ре-
зультате которой получаются метастабильные ~фазы. Яля достижения
этой цели необходим на~грев до высоких или весьма высоких темпера-
тур, что, однако, для сталей такого типа более допустимо, чем для кон-
струкционной. Поэтому в стали типа инструментальных можно вводить
и большое количество карбидообразующих элементов. Подробней этот
вопрос будет рассмотрен в главе о легиравании инструментальной
стали.
Разное содержание легирующих элементов и примесей в объеме
зерна и межкристаллитном слое (границе зерна) обусловлено разли-
чием в их энергетическом состоянии. Согласно учению Гиббса для жид-
ких растворов, распространенному, позднее некоторыми исследователя-
ми (,Цэш, Таммани и др.) в виде предположения и на твердые раство-
ры, концентрация вещества в поверхностном слое раствора может
сильно отличаться от его концентрации по всему объему.,Элементы,
понижающие свободную поверхностную энергию раствора или так на-
зываемые горофильные по отношению к данному раствору, адсорби-
руются положительно, обогащая собою его поверхностный слой. Эле-
менты же горофобные по отношению к данному раствору, т. е. повыша-
ющие его свободную поверхностную энергию, адсорбируются отрица-
тельно и содержатся, следовательно, в поверхностном слое в меньшем
количестве, чем по всему объему раствора.
В. И. Архаров [104] распространил это положение на каждое зерно
пол~икристаллического металла или сплава, в частности, стали. Однако
он ввел при этом весьма важное дополнение, предположив, что горо-
фильные элементы концентрируются не в так называемом гиббсовом,
т. е. одноатомном слое, а в межкристаллитной переходной зоне, имею-
щей многоатомную толщину. В дальнейшем мы будем называть эту
зону межкристаллитным или граничным слоем или также границей
~ерна.
Еще в первой четверти нашего века широкое распространение по-
лучила гипотеза об аморфном строении «межкристаллического цемен-
та». В настоящее время имеются достаточно веские основания считать
[cM. 220, 622, 225], что в межкристаллитном слое степень порядка ато-
мов значительно отличается от степени их порядка в зерне. Наиболее
правильно, по-видимому, представление [104, 228] о полуупорядоченном
строении межкристаллитного слоя, причем в зоне его, примыкающей к
зерну, степень порядка приближается к внутризеренной, а в средней его
части близка к аморфному. Вследствие такого строения межкристал-
литный слой, по нашему. мнению, играет особую и притом очень важ-
ную роль во многих процессах, в частности, в процессах пластической
деформации и разрушения стали, как при средних и низких, так и при
высоких температурах (см. стр. 215) . Здесь нам важно только отме-
тить, что межкристаллитный слой обладает повышенной свободной
энергией по сравнению с самим зерном, так как минимуму свободной
энер~гии соответствует правильно периодическое строение решетки в
зерне. Избыточная свободная энергия межкристаллитного слоя зави-
сит и от взаимной ориента~ции сочленяющихся зерен, достигая максиму-
ма при определенном значении угла дезориентации. Соответственно и
скорость диффузии, вдоль межкристаллитного слоя зависит от угла де-
зориентации зерен [104, 430].
В этом заключается о д н а и з - п р и ч и н обогащения межкристал-
литного слоя содержащимися в стали легирующими элементами и при-
месями — тер моди н а м иче ски й ф а кто р. По нашему мнению,

О РАспРеделении легиРующих элементОв
73
имеются, однако, и другие факторы — к и н е т и ч е с к о г о характера.
K ним относятся главным образом температура и длительность нагре-
ва стали при термомеханической и термической обработке и относи-
тельная скорость диффузии соответствующего элемента или примеси и
самодиффузии основы, которой в стали является железо. Повышение
температуры нагрева и увеличение продолжительности, выдержки при
ней должно усилить как абсолютное, так и относительное обогащение
межкристаллитного слоя вследствие укрупнения зерна. Koëè÷åñòâåííoå
обогащение межкристаллитного слоя должно зависеть также от кон-
центрации элемента в сплаве. Можно полагать, что чем меньше общее
количество элемента в сплаве, тем большая доля его будет содержать-
ся в межкристаллитном слое. Поэтому большее изменение состава меж-
кристаллитного слоя может быть достигнуто путем одновременного ле-
гирования стали несколькими элементами, но в малых количествах, чем
при леги~ровании ее одним элементом в большом количестве, конечно, с
учетом возможного взаимодействия элементов между собой. Важно при
этом отметить, что даже весьма незначительное количество атомов эле-
мента, перешедшее из зерна в межкристаллитный слой, может увели-
чить концентрацию этого элемента в слое вследствие его малого объе-
ма до десятков процентов. Таким образом, межкристаллитный слой
представляет собой сложный «сплав в сплаве», в котором могут проте-
кать и такие процессы, для которых в зерне, имеющем иной состав и
иное строение, нет условий.
Экспериментальное изучение распределения элементов между зер-
ном и межкристаллитным слоем связано с серьезными методическими
трудностями и находится еще в зачаточной стадии. И все же в настоя-
щее время уже имеется ряд экспериментальных данных, частично пря-
мо, а главным образом косвенно подтверждающих факт обогащения
элементами межкристаллитного слоя. K ним относятся, например, дан-
ные о наличии высокоуглеродистой пленки в межкристаллитном слое
технически чистого железа и окисной пленки в межкристаллитном слое
железа с повышенным содержанием кислорода. Хорошо известно так-
же, что примеси и образуемые некоторыми из них неметаллические фа-
зы обычно концентрируются на границах зерен, что в последнее время,
как уже упоминалось выше, подтверждено и исследованиями методом
авторадиографии [229, 51]. По данным исследования С. Т. ]гришкина,
С. 3. Бакштейна и др. [229], на рис. 38 показано распределение малых
количеств ниобия в никеле в пределах одного зерна. Из рис. 38 видно,
что,плотность почернения D, а следовательно, и содержание нио6ия—
наибольшие на границе зерна и спадают к центру примерно на 32~/о.
Молибден, цирконий, олово, по их данным, также сильно обогащают
границу зерна в сплаве с никелем.
Вместе с тем это исследование [229] показало, что не Все легирую-
щие элементы в одной и той же основе распределяются между зерном и
межкристаллитным слоем одинаково и что это не связано с поверх-
ностноактивными свойствами элементов. Так, в никеле вольф~рам, в отли-
чие от моли~бдена, ниобия и др., располагается,преи~мущественно в осях
дендр~итов, а железо —,в объеме зерна, тогда как пограничная область
сильно им обеднена. Микронеоднородность зависит от скорости кристал-
лизации, пластической деформации, термической обработки ~и состава
сплава.
Можно также указать на работу Б. А. Мовчана и В. Н. Свечникова
[238], в которой опытами было установлено обогащение некоторыми эле-
ментами пограничных зон зерен и других областей с искаженным êðè-

74
ОСОБЕННОСТИ ФАЗ ЛЕГИРУЮШИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ~EJIE3HbIX СПЛАВАХ
сталлическим строением при высокотемпературном нагреве в легирован-
ных сталях и в цветных сплавах. По их наблюдениям, это способствова-
ло развитию в сплавах фазовой неоднородности при их последующем ох-
лаждениии.
Интересные данные, подтверждающие, на наш взгляд, сильное обо-
гащение межкристаллитного слоя рядом элементов, содержатся в ма-
териалах работы И. С. Анитова [239]. Анитов, изучая химический состав
и положение точки Кюри карбидных фаз, выделяющихся до начала раз-
ложения переохлажденного аустенита в перлитно-трооститной области'
при 600', нашел в карбидном осадке никелевой стали (0,97% С, 3,2О/, и
5,0О/о Ni) фазу, имевшую точку Кюри около 650'. Количество никеля в
этой фазе составляло 18% от веса всего «карбидного» осадка (от веса
межкристаллитного слоя количество его, очевидно, во много раз боль-
Риа 38. Распределение ниобия в
пределах одного зерна в сплаве
Ni+0,01% Ni
03 0 К РУ ~Янн
' Температура нагрева перед изотермической выдержкой была 1150' для стали с
3 2% Ni и 1300' для стали с 5,0'/о Ni.
Темп ер ат ура нагрев а перед изотер мическои выдерж]кой была 1 150' для первой
счали и 1200' для второй.
ше). Эту фазу, по-видимому, можно считать сверхструктурой NiqFe или
близкой к ней по составу. В хромистых сталях с 0,94% С и З,ЗО/д Сг и
0,84% С и 5,1% Сг была обнаружена в тех же условиях' фаза, имевшая
точку Кюри около 720' и содержавшая хрома в количестве 42'/, от ве-
са всего «карбидного» осадка. Приблизительно такая точка Кюри соот-
ветствует, как можно видеть из диаграммы состояний системы Fe — Сг
[113 и др.], высокохромистому сплаву, который может состоять из фаз
а+ &l ; В ванадие ой ст л с 1, 1 и 0, 9% V, предвар~ител но наг
той до 1250', в тех же условиях изотермической выдержки была обна-
ружена фаза, имевшая точку Кюри 700', которая соответствует сплаву
железа с высоким содержанием ванадия, состоящему из фаз а+ FeV.
В пользу предположения о сильном обогащении межкристаллиг-
ного слоя в стали содержаши~мися в ней легирующими элементами и при-
месями свидетельствуют и другие, особенно косвенные, наблюдения licM.
430]. ~1исло таких наблюдении и фактов быстро увеличивается.

I V. Влияние легирующих элементов
на физико-химические процессы,
совершающиеся в стали и s специальных
железных сплавах
1. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА СОДЕР)КАНИЕ
УГЛЕРОДА В ЭВТЕКТОИДЕ. ПРИНЦИПЫ 1~ЛАССИФИ1~АЦИИ
ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Анализ влияния легирующих элементов на содержание углерода в
эвтектоиде сильно затрудняется тем, что сведения, приводимые в лите-
ратуре по данному вопросу, чрезвычайно противоречивы [cp. 89 и 2441.
Так, например, одни исследователи указывают, что титан, ванадий, нио-
бий и т. д. уменьшают, а другие, что они, наоборот, увеличивают содер-
жание углерода в эвтектоиде.
Если считать, что количество углерода, необходимое для обр»ова-
ния эвтектоида с железом, в легированной стали такое же, как в уг-
леродистой, то элементы, растворяющиеся в железе и почти не взаимо-
действующие с углеродом, должны уменьшать содержание последнего
в эвтектоиде, так как они уменьшают количество атомов железа, уча-
ствующих в образовании эвтектоида. Таковы, например, никель, крем-
ний, кобальт. При этом количественно они должны влиять тем сильнее,
чем меньше их атомный вес, т. е. чем большее количество атомов желе-
за они замещают, как это и следует из рис. 39, а. ~арбидообразующие
элементы, растворяющиеся в большом количестве в феррите, карбиды
которых участвуют в образовании эвтектоида, должны влиять в том же
направлении. Таковы, например, марганец и хром (рис. 39, б).
Элементы, растворяющиеся в феррите в незначительном количест-
ве и образующие весьма стойкие карбиды, не участвующие в образова-
нии эвтектоида, обедняют основную массу углеродом, вследствие чего ко-
личество эвтектоида в стали уменьшается. Это подтверждается для ти-
тана, ванадия и ниобия данными рис. 39, в [2441, на кото~ром мы остави-
ли только экспериментальные точки, так как построенные по ним кри-
вые не сходятся в точке 0,83О/р С.при отсутствии элемента в сплаве. Из
рис. 39, в также видно, что влияние этих элементов,в количествах мень-
ше 0,25 — 0,3О/р не изучалось. Наконец, такие элементы, KBIK вольфрам и
молибден, должны занимать «промежуточное» положение, сначала
уменьшая, а затем увеличивая содержание углерода в эвтектоиде. Та-
кое влияние та~кже наблюдалось экспериментально и показано на
рис. 39, г, кз которого, однако, видно, что для этих элементов данные
разных исследователей наименее надежны и расходятся особенно силь-
но; поэтому он~и изображены пунктирными линиями.
По,признаку, влияния легирующего элемента на содержание углерода
в эвтектоиде часто классифицируют стали, легированные данным эле-
ментом. Так, на рис. 40 [2451 показана структурная диаграмма для хро-
мистой стали. Одна линия этой диаграммы показывает смещение под

2 Ф 6 8 &l ;0
Ю;Со, й,%
а
2 4 6 8 ~0 ~2 Ю
С/', N/7, j~
б-
0& t; &l ;0 К5 2 02,
Е8, /И, v,%
д
2 4 6' 8 &l ;
~/Чо. % г
Рис. 39. Влияние легирующих~ элементов на содержа-
ние углерода в эвтжтоиде
аг ак ~о
Cp%
С,%
Рис. 40. Струк гурная
диаграмма для хроми-
стых сталей, содержа-
щих до 14% Cr
g~g
0,8
07
~®+" о,б
.3
~~ 05
О,Ф
Е О,З
0
~ь
Ъ
ф~
ь ~,у
~ ~,г
Ь
%% &l
1
ь~ 0g
08
0g
Og
0,7
~Об
"0,5'
~04
~0,3
0
ь 09
~ 0,8
~ 0,7
08
у~ 0,5
~04
0,2
0
Рис. 41. Структурная диаграмма
для хромистых сталей, содержа-
щих до 30% Сг

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ ТОЧКИ ЖЕЛЕЗА И СТАЛИ 77
влиянием хрома точки S; вторая — точки Е на диаграмме железо — уг-
лерод. Для сталей того ж типа на рис. 41 i'.41] приведена схематическая
структурная диаграмма, нижняя часть которой построена по тому же
принципу, что и диаграмма рис. 40, но дополненная вверху областями
полуферритных и ферритных сталей, соответствующими высокому со-
держанию хрома. Из ремис. 41 видно, что при высоком содержании его в
стали и хром начинает увел~ичивать содержание углерода в эвтектоиде
(уменьшать количество э~втектоида), что приводит K образованию пол-
ностью ферритной структуры.
Классификация легированных сталеи по такому принципу — не
единственно возможная. Много лет пользовались так называемой ~клас-
сификацией Гийе, iso которой линии на диа|грамме ограничивают содер-
жание углерода и данного легирующего элемента, соответствующее
определенному структурному классу — перлитному, мартенситному, ау-
стенитному или карбидному. Однако такая классификация, хотя и прак-
тически удобна, но слишком условна, так как предполагает только одну
термическую обработку, а именно охлаждение на воздухе с 900'. Для
сталей, легированных карбидообразующими элементами, она также и
устарела, так как не отражает многих явлений, обнаруженных и изучен-
ных позже в таких системах. Поэтому ею можно пользоваться лишь ог-
раниченно. Серьезными недостатками страдают и другие предлагавшие-
ся способы классификации.
Пожалуй, наиболее целесообразно поэтому отказаться от универ-
сальных принципов классифи~кации легированных сталей и выбирать
этот принцип самостоятельно, прыменительно к каждан системе спла-
вов, условиям их термической обработки щ практического использова-
ния, а также применительно к тем задачам, которые необходимо ре-
шать. Так, например, можно строить структурные диаграммы для дан-
ной системы сплавов в отожженном, нормализованном, закаленном без
последующего omyoza или закаленном и отпущенном состоянии и т. и.
2. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ
ТОЧКИ )КЕЛЕЗА И СТАЛИ
Положение критических точек стали Асз, Arz, эвтектоидной темпе-
ратуры Ас1 и Af) имеет очень важное значение, определяя наинизшую
температуру, до которой сталь должна быть нагрета для закалки, от-
жига и нормализации, а также частично температуры максимумов на
кривой скорости разложения переохлажденного аустенита. Процессы,
совершающиеся при кр~итичвских температурах в стали, связаны с
превращением Fe„= Fe. в основной массе, представляющей собою
твердый раствор, и с диссоциацией карбидов. А так как легирующие
элементы влияют не только на температуру диссоциации кар~6идных фаз
вследствие изменения их соста|ва, ío m на превращения в твердом раство-
ре, то эти превращения следует рассмотреть отдельно.
А. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ
В ТВЕРДЫХ РАСТВОРАХ ЖЕЛЕЗА
Разные элементы не одинаково влияют на положение критических
точек железа Аз и А4. По классификации Ф. Вевера легирующие эле-
менты по этому признаку разбивают на два основных и два промежуточ-
ных класса.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ HA ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
78
К первому классу относятся элементы, которые дают с железом диа-
грамму состояний с открытой областью у, схематически изображенную
на рис. 42, а (никель, марганец, кобальт, платина, палладий, радий,
иридий и др.).
1бд
f4
о
"fZ
-Ъ~
Е gg
ф
1
~Ъ
б
Содержание элементв, %
Fe
Fe
Содержание эпеиента, %
д
Содержаное элемента, %
г
Рис. 42. Схема возможного влияния элементов на критические точки железа
Второй класс объединяет элементы, которые дают с железом диа-
грамму состояний с замкнутой областью у, схематически изображеч-
ную íà pIHc. 42, б (алюминий, кремний, хром, молибден, вольфрам,
тантал, ванадий, титан, фосфор, олово, ниобий, цинк, мышьяк, берил-
лий, сурьма) .
промежуточным классам относятся элементы, расширяющие
(рис. 42, в) или суживающие (рис. 42, г) область у. Первый промежу-
точный класс объединяет: углерод, азот, медь, второй — бор, серу, церий
и др.
В действительности количество диаграмм состояния сплавов же.
леза с легирующими элементами различных типов больше. Так, напри-

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ ТОЧКИ ЖЕЛЕЗА И СТАЛИ 79
мер, хром, молибден, алюминий, а по последним данным [1481 и ванадий,
относящиеся к элементам, замыкающим область у, вначале понижают
критическую точку Аз и только начиная с определенной концентрации
повышают ее; кобальт, способствующий получению открытой области
~, вначале повышает критическую точку Аз и т. п. Поэтому А. П. Гу-
ляевым [83] были внесены дополнения в |классификацию Вевера.
Предлагались различные теории влияния легирующих элементов
на полиморфизм железа. Одни исследователи связывают влияние эле-
ментов в этом направлении с величиной их атомного радиуса (Ф. Вевер).
Другие — с TelM, что сплавы железа с разным~и элементами, независи-
мо от состава, должны достигать превращения Аз с одинаковым атом-
ным объемом (В. Н. Свечников). Третьи — с изоморфизмом вводимого
элемента д- или у-железу [учитывая при этом и ряд дополнительных
факторов (А; С. Завьялов)]. Четвертые — c распределением электро-
нов по группам и подгруппам в атоме легирующего элемента (Шлехт-
вег). Пятые — с изменением в разных направлениях электронной KQH-
центрации ' сплава при введении в железо различных элементов
(P. Смолуховский). Шестые — с химической природой вводимых в же-
лезо элементов (Н. Н. Сирота,. 13. Н. Свечников, B. Эльсен и др.).
Ни одна из этих теорий не дает достаточно удовлетворительного объяс-
нения влиянию всех элементо~в.
Очевидно, однако, что фазовые превращения в твердых растворах
железа — результат различной растворимости легирующих элементов
в двух модификациях железа, различного изменения их растворимости
с тем~пературой и специфической особенности полимо~рфизма железа,
заключающейся в том, что модификация у-Fe «вклинивается» между
низкотемпературной и высокотемпературной модификациями д-Fe.
Ясно, что ни один элемент не может давать неограниченных твер-
дых растворов с обеими модификациями железа, так как последние
имеют, разные решетки. Следовательно, если элемент растворяется
неограничено или в весьма больших количествах в у-Fe, то на диа-
грамме состояний будут две двухфазные области: д + у при низких тем-
пературах и a(~) + y при высоких температурах. В этом случае диа-
грамма состояний должна иметь вид pic. 42, а. Если же элемент ра-
створяется неограниченно в а(и 6) -Fe, то на диаграмме состояний
должна быть двухфазная область у+ а(~), т. е. диаграмма будет иметь
вид рис. 42, б. Замыкание или выклинивание области у в этом случае
обязательно, так как неограниченные твердые растворы а (Ь) суще-
ствуют и при высоких температурах. Если, наконец, элемент растворяет-
ся ограниченно в обеих модификациях, т. е., B частности, не изоморфен
ни а-Fe ни у-Fe, то в каждой из основ он,может иметь свой предел
растворимости, и диаграмма состояний будет типа изображенной
рис. 42, б, в, или г. Различным у твердых растворов на основе д-Fe u
у-Fe может быть ~и изменение растворимости элемента с тем~пера-
турой. При этом на кривых растворимости могут быть минимумы или
максимумы.
Отсюда следует, что влияние легирующих элементов на превраще-
ния в твердых растворах железа должно определяться общими законами
взаимной растворимости элементов, т. е. изоморфностью, различием
атомных радиусов и, главным образом, характером и энергией межа.
томного взаимодействия. Указанные же выше теории большей частью
' Под электронной концентрацией понимают число валентных электронов, при-
ходящихся на один атом сплава.

80
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
пытаются связать это явление с каким-нибудь одним изолированным
фактором, хотя и имеющим отношение к растворимости, что едва ли
может быть достаточно.
Если исходить из предположительного (см. стр. 35) взаимодей-
ствия электронных оболочек атомов растворенных элементов и железа,
то в результате этого взаимодействия должна по-разному изменить-
ся свободная энергия у- и д-фазы. Это и может быть главным фактором,
который в сочетании с двумя д~ругими факторами раствор)имости опре-
деляет влияние данного элемента на полиморфизм железа. Близиое к
этому предположение развивает и Н. Н. Сирота [40], который приходит
к выводу, что элементы, растворяющиеся в железе с выделением
теплоты, суживают и выклини~вают область у, а элементы, растворяю-
щиеся в HBM с поглощен~ием теплоты, наоборот, pBcIIItHpHloT область
у-фазы.
Влияние легирующих элементов на превращение в твердых раство
рах железа имеет не только теоретическое, но и большое практическое
значение, прежде всего потому, что в современной технике широко
применяются сплавы как с суженной (а-сплавы или ферритные стали),
так и с открытой областью у (у-сплавы, не совсем удачно называемые
иногда аустенитными ' сталями). Практическое применение а-и у-спла-
вов железа с различными элементами обусловлено главным образом
тем, что они обладают особым)и химическими (жаростойкостью, кисло-
тостойкостью, нержавлением), физическими (магнитными, электрически-
ми, тепловыми), специальными (износостойкостью, сопротивляемостью
ползучести и др.) свойствами.
Пре)вращения в твердых ра~створах железа оказывают также боль-
шое вл~ияние на положение критических точек в стали, легированной
соответствующими элементами. Наконец, в тройных и более сложных
железных сплавах, содержащих элементы, обладающие различной ра-
створимостью в а-Fe и в у-Fe, могут оказаться фазы, растворимость ко-
торых изменяется с температурой так, что они сообщают сплаву
способность к дисперсионному твердению. В связи с этим приобретаег
также практический )интерес концентра)ция, при KQTopoff полностью вы-
клинивается или, наоборот, снижается до комнатной температуры
область у, т. е. концентрации а и в на рис. 42. Эти предельные кон-
центрации почти для всех элементов определены экспериментально
При растворении в железе нескольких элементов одновременно их
действие в направлении получения у- или а-сплава, как и следует ожи-
дать для тройных и более сложных твердых растворов по причинам, ко-
торые уже обсуждались, не суммируется. Больше того, в ряде случаев
их влияние прои этом даже противоположно действию в двойном твердом
растворе. Примером может служить xpo)M, которыи в тройном твердом
растворе Fe — Сг — Ni не только не препятствует, но, наоборот, способ-
ствует получению у-фазы (на этом основан принцип легирования кисло-
тостойких и ряда жаропрочных аустенитных сталей) . Аналогичное
влияние мы наб.пюдали также у кремния и ал1оминия [602] до опре-
деленного их содержания в аустенитных сталях.
Необходимо также обратить внимание на большую роль, которую
может играть кинетический фактор в протекании превращений в твер-
дых растворах железа. Уже в двойных )растворах изменение длитель-
ности нагревания или аиороспи охлаждения может привести к появле-
1
1 Достаточно указать на то, что аустенит парамагнитен или, как говорят часто,
нема~гннтен, тогда как у-сплавы могут быть и парамагннтны и сильно ферромагнитны,
как например в системе железо — никель, железо — кобальт и др.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ ТОЧКИ ЖЕЛЕЗА И СТАЛИ 81
нию новых фа~э и смещению линий фазовых превращений. Так, в си-
стеме железо — хром при длительном нагреве образуется химическое
соединение FeCr или так называемая а-фаза, причем с увеличением
продолжительности нагрева граница однородности этой фазы сдвигает-
ся к более низким содержаниям хрома (рис. 345). В системе железо—
никель фазовое превращение у-.~а совершается очень медленно, и с уве-
личением скорости охлаждения линия этого превращения смещается
в область более визких температур. Еще больше роль кинетического
фактора в тройных и более сложных железных сплавах.
Наиболее же велика роль кинетического фактора в железных спла-
вах, содержащих углерод. Наличие в сплаве углерода прыводит обыч-
но к увеличению предельной растворимости элементов в Т-Fe путем за-
мещения (рис. 43, а), по-видимому, вследствие повышения им потенциаль-
СЙержание элемента, %
Рис. 43. Схема влияния углерода на првдедьную концен-
трацию легирующего элемента в а- и у-сплавах железа:
а — С1(C~( C~gC~; б — С1) C ) Сз &gt
ной энергии решетки. В сплавах же с расширенной областью Т углерод
делает у-фазу устойчивой до более низких температур, что в свою
очередь приводит к сдвигу линии превращения у ~д влево и к умень-
шению предельной концентрации при комнатной температуре(рис. 43, б).
Таким образом, углерод оказывает значительное влияние на превра-
щения и в равновесных сплавах. Но еще сильнее его влияяие в случае
ускоренного нагрева или охлаждения сплава, когда превращения, про-
текающ~и~ в последнем, сильно усложняются.
Б. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ
ТОЧКИ СТАЛ И
В углеродистой стали эвтектоид (перлит) составит из феррита и це-
мвнтита. Избыток свободной энерпии на поверхности раздела этих фаз
приводит к тому, что превращение и — у в феррите, диссоциация карби-
да и растворение углерода в Т-Fe совершаются при критической тем-
пературе Ас1, более низкой, чем это должно было быть для каждой из
фаз в отдельности. При дальнейшем нагреве происходит перестройка
решетки и обогащение углеродом структурно свободного феррита в до-
эвтектоидной стали; диссоциация структурно свободного цементита и
растворение углерода в заэвтектоидной стали, и при температурах, соот-

82 ° ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
ветствующих линиям GS или БЕ диаграммы состояний, т. е. критической
точке Ас, или 4с , в стали будет только аустенит.
В легированной стали растворенные в фер~рите элементы, повышаю-
щие или понижающие температуру превращения а — ~ у, будут несколь-
ко повышать или соответственно понижать ее и в феррите, входящем
в состав перлита. Что же касается температуры диссоциации ка~рбидной
фазы, то она в легированной стали, как мы уже знаем, почти всегда бу-
дет выше, чем у цементита, но в разной степени в зависимости от того,
растворены ли карбидообразующие элементы в цементите или образуют
самостоятельные карбиды, в KOTopblx в свою очередь могут быть рас-
творены другие элементы. Только в том случае, когда в цементите рас-
творены некарбидообразующие элементы, температура его диссоциации
НРСКОЛЬКО ПОНИЗИТСЯ.
~э
~У 7„'0
70Î
с~ 650
600
0
Рис. 44. Влияние никеля и марганца
на точку Ас1
2 3
le, Мп бо
Отсюда следует, что критическая точка Ас~ под влиянием таких 3ëð-
ментов как никель, марганец, медь, платина и т. п., понижающих темпе-
ратуру а у в твердом растворе, должна понижаться. При 3TOM KDJIH-
льнее veM MapraHeU TaK KaK марга
нец несколькц повышает температуру диссоциации цементита, тогда
ка~к никель, паоборот, понижает ее. Это подтверждается и эксперимен-
тально, как ьиожно видеть из рис. 44 [89]. Хром,,молибден, ванадий, титан
до определенного содержания в растворе также понижают температуру
превращения а у. Однако степень этого понижения мала (для хрома
минимУм лежит - на 10О' ниже, чем у железа, а для других элементов
значительно выше), а температура диссоциации карбидной фазы даже
когда эти эле~менты только растворены в цементите, повышается ими
настолько значигельио, что они должны повышать точку Ас1 и при~ом
B возрастающей степени в указанной последовательности. Это также
подтверждается экспериментально. На рис. 45 по усредненным данным
различных исследователей показано, что хром до 12 13%, т. е. пока
температура a - у у раствора остается ниже, чем у железа, повышает
точку Ас1 медленнее, а при большей концентрации вЂ значитель силь-
нее. Остальные элементы, либо повышающие температуру a - ~ и прак-
тически не влияющие на стойкость карбидной фазы в стали (кремний,
алюминий, кобальт), либо повышающие и температуру а - у и темпера-
туру диссоциации карбидов (вольфрам, ниобий, а также молибден, ва-
надий, титан), повышают точку Ас1 значительно. На рис. 46 показано
изменение полоисения трояки Ас~ под влиянием кобальта и кремния.
Положение точки Асз в легированной стали изменяется так же, как
под влиянием соответственных элементов в твердом растворе, но с уче-
том и влияния углерода (см. рис. 43). Наконец, температура, при кото-
рой завершается образование аустенита в легированной заэвтектоидной
стали, определяется температурой диссоциации соответствующих кар-
бид~ных фas.

ВЛ11ЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ ТОЧКИ ~КЕЛЕЗА И СТАЛИ 83
Следует сказать, что приводимые в литературе количественные дан-
ные о влиянии легирующих элементов на критические точки Аса и осо-
бенно Ас& t; сил но расходят я. Поэт му целесообра но кра ко отмет
основные, с нашей точки зрения, причины этих расхождений, чтобы их
можно было учесть не только при использовании литературных данных,
но и при непосредственном определении критических точек опытным
путем.
Первое обстоятельство заключается в том, что все исследователи
дают для данного содержания элемента одну температуру. В действи-
тельности же образование или превращение двойного эвтектоида в леги-
рованной стали, являющейся по крайней мере тройной системой, совер-
шается не при постоянной температуре, а в некотором интервале тем-
ператур, и только образование тройного эвтектоида или перитектоидное
превращение, в соответствии. с правилом фаз, будет протекать при по-
&lt;
4&lt
д'
& t; ~
~~ дО0
~~ воо
с.& t;
Ю
775
750
725
700
0
70
8 12 Ю 20
Cr, %
2 3
Со,Si, %
Рис. 45. Влияние крома на точ-
ку Ас1
Рис 46. Влияние кобальта и
кремния на точку Ас1
стоянной температуре. Перитектоидное превращение должно появляться
в легированной стали в том случае, если при более высокой темпера-
туре выделилась новая фаза, обычно специальный карбид.
Второе обстоятельство, которое необходимо учитывать, заключается
в том, что всякий легирующий элемент может повлиять на положение
критической точки стали только в том случае, если он к моменту пре-
вращения находится полностью в твердом растворе. Иначе его влияние
будет весьма слабым или вовсе не проявится.
Третье обстоятельство заключается в необходимости учета кинети-
ческого фактора, приобретающего особо важное значение при индук-
ционном нагреве. По мнению большинства исследователей ', теоретиче-
ски и экспериментально подтвержденному исследованием И. Н. 1~иди-
на [2461, повышение скорости нагрева смещает температуру перлитно-
аустенитного превращения вверх. В этом исследовании установлено так-
же, что,при большой скорости нагрева наблюдаются некоторые особен-
ности в превращении, в частности, образование аустенита по границам
мозаичных блоков феррита и изменение условий диссоциации и раство-
рения карбидных фаз. Так, двойные железовольфрамовые и железомо-
либденовые карбиды при индукционном нагреве диссоциируют легче,
чем железохромистые карбиды.
Но еще важнее учитывать кинетический фактор при изучении влия-
ния легирующих элементов на превращения в стали при охлаждении
Если данные о влиянии легирующих элементов на критические точки
' См. дискуссию по этому вопросу в )Курнале технической физики эа 1950 — 1951 гг.

84 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Асз и Ас1 часто лротиворечивы, то еще в большей степени это относится
к влиянию элементов на положение точек Arz и Ar~, а следовательно,
и на величину гистерезиса. Объясняется это в первую очередь большой
склонностью превращений Ar3 и Ar, к переохлаждению. Поэтому, чем в
большей степени легирующий элемент способствует переохлаждению
аустенита, тем медленнее следует охлаждать сталь, чтобы .положение
точек Ar, и Ar~ приблизить к ~равновесному. Это условие весьма редко
выполнялось,при соответствующих исследованиях. Между тем скорость
охлаждения может повлиять IHQ только на степень смещения критиче-
ских точек Ar, и Ar~, но и на,напра~вление их смещения, т. е. легирую-
щий элемент, обычно повышающий эти точки, при значительной ско-
рости охлаждения может их понижать.
Большое значение для смещения точек Arq и Ar~ имеет и количест-
во углерода в стали, особенно юогда речь идет о влиянии карбидооб-
разующих элементов, что также может быть связано с влиянием скоро-
сти охлаждения.
У стали, содержа~щей элементы с ограниченной растворимостью в
железе, при охлаждении могут быть переломы или остановки на кри-
вой охлаждения, связанные с выделением из твердого раствора в же-
лезе той или иной пересыщающей его фазы. Такие явления можно наб-
людать в тех случаях, когда твердый раствор при:не слишком большой
скорости охлаждения разлагается, но склонен к сильному переохлаж-
дению, как например твердые растворы вольфрама и молибдена в же-
лезе, из которых выделяется интерметаллическое соединение Fe&gt
или Ре7Мо6. Именно этим, по-видимому, можно объяснить отмеченный
Таблица 8
Положение критических точек при нагревании и охлаждении у некоторых
сложнолегированных сталей
Критические точки~, 'С
Химический состав', %
Ас, Асз
Агз
Аг,
V
Ni
Мо
Si
Сг
Мп
800
865
820
745
700
745
310
715
760
750
680
650
710
225
860
880
880
810
790
920
820
820
845
830
770
775
885
780
1,50
4,83
5,33
0,96
1,00
4,82
4,'72
2,25
1,55
0,20
1,10
0,06
0,36
0,45
0,30
0,34
0,51
0,57
0,20
0,35
2,20
1,65
0,26
0,42
0,93
1Ч
840
840
765
760
770
765
785
860
870
900
750
540
495
515
600
540
490
770
700
810
690
430
400
400
525
630
390
715
785
745
750
710
715
715
730
740
810
830
890
0,41
1,18
0,39
0,39
0,22
0,35
0,58
0,25
0,22
0,35
0,36
0,29
0,60
0,28
0,15
0,12
0,13
1,26
1,15
8
9
10
11
12
И
Я
15
1б
17
2,73
2,87
3,44
1,40
1,97
0,13
0,19
0,64
0,75
0,86
11,27
12,19
13,15
П,25
А1
1 Там, где содержание Мп и Si не указано, содержание их обычное. Остаточные Сг и Ni также
содержатся во всех сталях.
в Критические точки определялись дилатометрически, скорость охлаждения 2'С/мин.

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
85
3. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОЦЕССЫ,
СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
А. ПОСЛЕДСТВИЯ ПЕРЕГРЕВА И ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА СТАЛИ
Непосредственным, первичным следствием перегрева металла или
сплава является рост зерна. Процесс этот идет самопроизвольно, так
как он ведет к уменьшению свободной поверхностной энергии системы.
Наиболее сильно зерно растет при перегреве у металлов высшей и
большой степени чистоты. Значительный рост зерна наблюдается так-
же у технически чистых металлов, в том числе железа (см. стр. 11). Среди
железных сплавов наибольшей склонностью к росту зерна при нагреве
обладают чистые однофазные сплавы, причем в однофазных а-сплавах
зерно растет сильнее, чем в у-сплавах. Зерно у-фазы (аустенита) при
прочих равных условиях растет (в углеродистой стали при темпе-
ратурах, лежащих выше линии GSE диаграммы состояний, а в легиро-
ванных сталях — выше соответствующей температуры) тем интенсив-
нее, чем выше содержание в ней углерода, приблизительно до эвтекто-
идной концентрации.
Впервые склонность стали к росту зерна при нагреве выше опре-
деленной температуры (назван~ной им точкой 6) была установлена
P. K. Черновым [6].
1~рупное зерно, может быть и положительным и отрицатепьньпм
фактором в зависимости от назначения стали, точнее, от тех свойств,
которые от нее требуются. Так, например для любого магнитномяг-
кого сплава крупное зерно полезно, так как при втам ловышается маг-
нитная проницаемость и понижается коэрцитивная сила. Прокаливае-
мость и в большинстве случаев сопротивление ползучести выше у стали
с более крупным зерном.
Для некоторых сталей и сплавов величина зерна .почти не играет
роли, например в магнитнотвердых сплавах. В подавляющем же боль-
шинстве случаев крупное зерно весьма отрицательно влияет на свой-
ства (прежде всего механические).
в некоторых старых исследованиях факт раздвоения, критической точ-
ки лри охлаждении у вольфрамовых и молибденовых сталей в случае
предварительного нагрева их до достаточно высокой температуры
(1100 — 1200 — 1300'), названной «тпннижающей температурой».
Законамерности влияния элементов на критические точки в основ-
ном сохраняются и в сталях, содержащих одновременно несколько ле-
гирующих элементов, как можно видеть из табл. 8 (931.
В частности, весьма высокие точки Ас1 и Асз имеют хромокремни-
стые и хромокремнемолибденовые стали типа теплоустойчивых (стали
1 и 2 табл. 8), высокохромистые стали типа нержавеющих (стали 15,
16 и 17), хромомолибденованадиевые и др. Данные табл. 8 интересны
также тем, что показывают одновременное влияние важнейших леги-
рующих элементов на критические точки Ar3 и Ar& t; ри охлажде и
постоянной скюростью..В частности, очень резко понижает эти точки в
сложнолегированной стали молибден. Особенно сильно молибден сни-
жает критические точки при охлаждении в стали, содержащей одно-
временно хром и нвкель, что весьма важно для конст~рукционной стали.

86 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
На~иболее сильно с укрупнением зерна, падает ударная вязкость.
В легированной стали величина зерна сказывается в меньшей степени,
чем в углеродистой. Так, из рис. 47 [971, на котором показано соотноше-
ние между ударной вязкостью мелко- и крупнозернистых сталей раз-
личного состава, наиболее удаленные от прямой точки соответствуют
углеродистой и низколегированной стали, а точки, лежащие близко к
прямой (меньшая разница) — высоколегированной. Для более пра-
вильного представления об огносительном влиянии величины зерна у
различно легированной,и нелегированной стали, необходимо, од~како,
знать значения механических свойств, особенно ударной вязкости, при
низких температурах. Из приводимого ниже рис. 144 видно, что сталь
с крупным зерном феррита имеет более высокую критическую темпера-
туру хрупкости и 'меньшее сопротивление отрыву, т. е. обладает боль-
шей склонностью к хрупкому разрушению.
200
о &lt
Е
~,5
О
50
1
2,5
25 50 7 f 400 12 5 &lt 50
а' крупнозернисгпой стали, кгн/см~
Рис. 47. Соотношение между ударной вязкостью мел-
ко- и. крупнозернистых сталей разного состава
Достоверность данных, приводимых на рис. 47, как и других ана-
логичных данных, несколько снижается тем, что указываемая величина
зерна определялась способом Мак-Квзд-Эна, т. е. цементацией стали в
течение 6 час. при 930', что не характеризует величины зерна, получен-
ного в стали после ф а кт и ч е с к о й ее обработки ', в данном случае
после закалки с 850'.
' Только с ф а кт и ч е с к о й величиной зерна и может IlbITb связано то или иное
свойство стали. Поэтому, на наш взгляд, достойно удивления, что многие исследова-
тели, а за ними и практики до сих пор часто применяют термин «наследственное зер-
но» или «наследственная зернистость» стали, внося этим ненужную путаницу. Уста-
новившееся понятие «наследственное верно» лишено физического смысла и ничего не
характеризует.,Яаже склонность к росту зерна не характеризуется «наследственным
зерном», так как выше определенной температуры в стали с «наследствснно мелким
зерном» последнее может расти интенсивнее, чем в стали с «наследственно крупным
зерном». О наследственности зерна аустенита можно говорить только в смысле внутри-
зеренной текстуры, сохраняющейся в значительной степени не только при превращении
т а, но и при обратном превращении а — у (см. ниже}. Однако и в этом случае, на
ваш взгляд, лучше обходыться без такого термина, чтобы не путать его с установив-
шимся неправильным

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
87
Основными внешними факторами, определяющими при прочих
равных условиях укрупнение зерна при перегреве, являются температу-
ра нагрева, продолжительность выдержки лри ней и скорость нагрева.
Влияние температуры, установленное путем измерения величины зер-
на после охлаждения образцов, как видно из рис. 48, а, выражается
экспоненциальной зависимостью, которая может проявиться только при
непрерывном нагреве. В атом случае с ускорением нагрева кривая ве-
личины зерна проходит ниже (рис. 49), но характер ее сохраняется
[2471. Влияние продолжительности выдержки выражается затухающей
кривой. Поэтому зависи-
мость величины зерна от
температуры при ступенча-
Ь
том нагреве, т. е. если сталь
Ъ
выдерживается определен-
ное время при каждой тем-
пературе, выражается кри- р
Boll (см. рис. 48, б), являю-
щейся результатом наложе- ф
~Э
ния влияния температуры и
времени [248] В стали с ма- ~~®~~~р~~~~~
лыми добавками некоторых
элементов, например Рис. 48. Влияние температуры на рост зерна в
миния, как показал К. А. Ма-
ЛЫШЕВ, МОЖЕТ Набл10датЬСя И а — непрерывный нагрев; б.— ступенчатый нагрев
более сложная зависимость
величины зерна от указанных факторов, связанная с местным укрупне-
нием отдельных зерен.
Однако, исследуя рост зерна аустенита при нагреве полированных
образцов в вакууме,М. Г. Лозинский и Е. И. Антипова [2551 установили,
что наряду с ма~катанкой экспоненциальной кривой влияния темпера-
туры в ряде случаев наблюдаются более сложные зависюмости, харак-
теризующиеся, как видно из рис. 50, скачкообразным укрупнением
зерна лри определенных температурах. Кривая д на рис. 50 соответ-
с1вует случаю, когда резко~му укрупнению зерна в очень узком интер-
вале температур предшествует возникновение мелких зерен в отдель-
ных более крупных зернах. Авторы отмечают также приостановку ро-
ста зерна стали 45 при изотермической выдержке при 1000'. Скачки при
определен~ных температурах,,по-видимому, соответствуют «рекристал-
лизации обработки» аустенита, получившего фазовый наклеп .при пре-
вращении д у, и началу собирательной рекристаллизации. По пред-
положению авторов [2571, эта температура представляет собою точку
б Чернова, которая для данной стали и являет~си температурой начала
сильного роста зерна аустенита.
Следует заметить, что при сопоставлении влияния температуры на
величину зерна легированных сталей необходимо учитывать не собст-
венно температуру нагрева, а превышение ее по отношению ~к темлера-
туре образования аустенита, так как последняя по-разному смещается
(количественно и качественно) легирующими элементами.
При последующем охлаждении перегретой стали внутри аустенит.
ного зерна образуются мелкие или даже очень мелкие продукты раз-
ложения аустенита. Однако, как было впервые экспериментально уста-
новлено Г. В. Курдюмовым и Г. Заксом [981, для случая закалки стали
на мартенсит и в ряде последующих работ [108, 259, 99, 260], также для
других продуктов превращения аустенита, в последних сохраняется
~емлерагаурц
б

88 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
текстура кристаллической решетки бывшего аустенитного зерна. Комп-
лекс этих мелких зерен в пределах бывшего аустенитного зерна влияет
поэтому и на механические свойства как крупное зерно или лжезерно,
что иллюстрируется данными табл. 9 И141. Внутризеренная текстура
в ©-фазе, полученной в результате превращения аустенита, может про-
явиться и в виде хрупкого транскристаллического излома, известного
в практике под названием «нафталинистого». Естественно, что обнару-
жить нафталинистый излом легче всего также в том случае, когда ис-
ходный перегрев достаточно высок и, следо-
вательно, текстур ова нные объемы доста- ф~д~
точно велики. Такой излом получается, в
частности, у быстрорежущей стали после
5
повторной закалки без промежуточного от-
жига, а также при деформации небольшой
степени и окончании ее при высокой темпе-
ратуре. Нафталинистый излом наблюдает-
ся и у ряда конструкционных легированных
сталей. Наконец, и в стали, которая после
закалки на мартенсит и последующего высо-
кого или низкого отпуска имеет нормально
вязкий, волокнистый излом, в случае хруп-
+zz
&l
18
~ 14
«4
~~ Д~7
Ю
.Рд
410
И
Р10
Я0 1000 1100 Я70
Tewnepumgpu, 'С
ЖЮ 5'
fe~nepamypa на~рщц. P
Рис. 50. Изменение величи-
ны зерна в процвосе нагре-
ва:
a — сталь 20; б — сталь 45; в—
12Х2Н4А; г — 20Х; д — Э И395:
е — 18ХГТ
кого разрушения, на(пример при низких температурах, может получить-
ся хрупкий транскристаллический, нафталинистый излом, отражающий
величину бывшего аустенитного зерна [257].
Позднее К. А. Малышев показал 1861, что полуденная после первой
перекристаллизации стали внутризеренная текстура обладает большой
устойчивостью и часто сохраняется полностью и при обратном превра-
щении ц — ~у в процессе нагрева. Текстуру, полученную после повтор-
ного нагрева в результате ~сохранения .первичной внутризеренной тек-
стуры, он назвал наследственностью зер~на аустенита или вторичной
текстурой. В'соответствии с этим лредложено также (26Ц и нафталини-
стый излом называть первичным, если он является результатом пер-
вичной внутризеренной текстуры, и вторичным, если он обусловлен вто-
ричной внутризеренной текстурой.
Рис. 49. Влияние скорости еепрерывяопо нагрева
на рост зерна в стали У10 [247]
У/О
4 104
~ З-10'
w" г10'
3~
-ц 10
Ь
~ У103
~~ 410'
~ З.10
~~ Z10
10

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
Т а блица 9
Механические свойства некоторых легированных конструкционных сталей,
подвергшихся различному перегреву
Механические свойства'
Химический состав, ~~~
М
М
3&
ь
$)
Ni
Мо
0,15 0,52 0,28 0,96
0,16 0,41 0,26 1,58
0,18 0,33 0,30 1,63
0,25 1,20 0,27 1,18
0,22 1,54 1,10 1,34
0,38 0,48 1,03 1,38
1350
1150
1350
1150
1400
1150
1350
1150
1350
1150
1350
87,3
85,7
110,7
116,1
117,2
98,4
100,8
121,3
110,0
97,5
96,8
2,6
9,4
1,4
9,6
4,7
5,5
0,7
7,4
2,7
2,5
1,8
3,25
7,1
14,9
3,2
14,8
7,7
12,2
8,0
10,5
1,8
13,1
4,0
78,9
70,4
98,5
100,3
105,5
87,5
93,7
94,1
94,5
62,4
68,5
18,1
49,7
4,0
49,3
26,0
49,8
17,4
46,7
0,0
34,8
8,2
4,48 0,25
4,48
0,20 0,33
0,28 0,27
0,29
Сохранение текстуры внутри бывшего зерна аустенита должно спо-
собствовать слиянию .мелких зерен аустенита, образовавшихся при по-
следующем нагреве, т. е. должно облегчать рост аустенитного зерна.
Это подтверждается и экспериментально [100]. Весьма вероятно, что со-
хранением текстуры у-~-© объясняется и установленный факт [92], что
не только в литой, но и в кованой стали между размерами вторичного
и первичного ' аустенитного зерна существует определенная связь.
Крупному первичному зерну соответствует и крупное вторичное зерно
аустенита. Отсюда вытекает важный для практики вывод, что первич-
ная кристаллизация может оказывать влияние на свойства стали, про-
шедшей даже термомеханическую и сложную термическую обработку.
Следовательно, так называемые «индивидуальные свойства плавки» мо-
гут определяться не только условия~ми выплавки, т. е. содержанием в
стали очень малых количеств примесей, .но и условиями кристаллиза-
ции слитка.
Устойчивость внутризеренной текстуры в продуктах разложения
аустенита затрудняет исправление структуры перегретой стали. Наи-
более устойчива текстура зерна аустенита в мартенсите, менее устой-
чива — в феррите и еще меньше —:в перлите (86]. Поэтому на~иболее
эффективно устраняет результаты перегрева отжиг, проведенный два
или несколько раз.
Однако В. Д. Садовский,,К. А. Малышев и Б. Г. Сазонов [257] по-
казали, что внутривервнная текстура может быть разрушена и одной
перекристаллизацией, но температура нагрева для атой цели должна
лежать в подавляющем большинстве случаев значительно выше (на
100~150') критической точки Асз. Авторы полагают, что эта темпера-
тура соответствует открытой в свое время gl,. К. Черновым точке б. Раз-
рушение текстуры и измельчение зерна при этой твмпературе происхо-
' Первичное зерно, образующееся при кристаллизации из расплава.
' Образцы вырезаны непосредственно из перегретых заготовок. Каждая цифра — среднее
из результатов испытания четырех образцов.

90 Влияние легиРующих элементов КА ФизикО-химические пРОцессы
дят благодаря рекристаллизации аустенита, обусловленной его Вну-
тренним наклепам, являющимся в свою очередь результато~м объемных
изменений при фазовом превращении а-~у (2571. Так как степень на-
клепа сравнительно мала, составляя 10 — 150/р в переводе на степе~нь
деформации лри внешнем наклепе, то рекристалли~зация может начи-
наться при температуре значительно выше температуры фазового пре-
вращения, а текстуры рекристаллизации при этом не получается, так
как для ее образования необходима весьма большая степень предвари-
тельного наклепа. Температура
рекристаллизации аустенита
(точка б Чернова), кроме сте-
пени внутреннего наклепа, за-
висит и от состава аустенита и
может в ряде случаев совпа-
дать с температурой фазового
пр евр а щек и я А сз.
К последствиям перегрева
стали относится и так называе-
мый «камневидный» или «ра-
ковистый» излом (рис. 51[114]).
который, в отличие от нафта-
линистого, является результа-
Рис. 51. Камневидный излом том не транскристаллического,
а межкристаллического
хрупкого разрушения. Появление камневидного излома также сопровож-
дается резким падением ударной вязкости стали после нормальной за-
калки и высокого отпуска. Некоторые исследователи [114, 2621 наблюда-
ли при известных условиях после закалки переход нафталинистого из-
лома в камневидный (см. рис. 52). Камневидный излом — результат
устойчивого перегрева, получающегося в стали при нагреве ее до весь-
Рис. 52. Излом образцов перегретой стали
18ХНМА:
1 — грубонафталинистый (после перегрева); 2 — камне-
видный (после закалки)
ма высоких температур (1250 — 1350'). Температура нагрева, выше кото-
рой получается устойчивый перегрев, различна не только для стали раз
ного состава, но и для стали одного и того же состава, но разных плавок.
Из сказанного видно, как важно влияние, оказываемое легирую-
щеми элементами на процессы, совершающиеся в стали при перегреве,
и в первую очередь на рост аустенитного зерна.

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
Б. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮШИХ ЭЛЕМЕНТОВ HA ПОСЛЕДСТВИЯ ПЕРЕГРЕВА
И ПРЕДПОЛОЖЕНИЯ О ПРИРОДЕ ЭТОГО ВЛИЯНИЯ
Практикой установлено более или менее достоверно, что вводимые
в сталь элементы оказывают различное качественное и количествен-
ное влияние на рост зерна при нагреве. Алюминий, титан, ванадий и
цирконий при определенных условиях ощутимо повышают температу-
ру начала сильного роста зерна уже в малых количествах, порядка
0,03 — 0,05 — 0,1%. Титан. ванадий, цирконий и другие кар~бидообра-
зующие элементы, а также ко~балы и никель, вл~ияют в этом же на-
правлени~и, присутствуя в стали в значительных количествах. Степень
влиян~ия карбидообразующих элементов обычно усиливается с повыше-
нием стойкости образуемых ими в стали карбидов. Медь и в малых ко-
личествах кремний оказьгвают слабое либо не всегда однозначное влия-
ние на рост зерна. Некоторые элементы ускоряют рост зерна в стали.
1х таким элементам относятся углерод, азот, бор (см. рис. 222),,мар-
ганец, а также алюминий и кремкий при высоком содержании:их в
стали.
Рост зерна является результатом собирательной рекристаллизации,
стимулируемой стремлен~ием системы к уменьшению свободной поверх-
ностной энергии. Но это стремление, сти~мулируя процесс, создает
только в о з м о ж н о ст b роста зерна. Для реализации же этой воз-
можности необходимы определенные условия. Так как рост зерна осу-
ществляется путем диффузионного перемещения границ зерен, то важ-
нейши~м условием при данной температуре должна быть определенная
скорость самодиф~фузии железа. Таким образом, влиян~ие элементов на
рост верна может заключаться в изменении в том ~или друго~м направ-
лении либо стимулирующего фактора, либо скорости самоди~ффузии же-
леза, либо обоих факторов одновременно (а возможно, и каких-то еше
неясных дополнительных факторов) .
На возможность влияния элементов на стимулирующий фактор
впервые указал В. И. Архаров. В соответствии с выдвинутой км гипо-
тезой растворенные в стали горофильные элементы, концентрируясь в
пограничном многоатомном слое, уменьшают оощую поверхностну~о
энергию системы, ослабляя тем самым стимул к росту зерна. Пол-
ностью, однако, этот стимул, естественно, не уничтожается, вследствие
чего роль горофильных элементов, по мнению Архарова, ~может све-
стись к повышению температуры начала интенсивного роста зерна и к
увеличению периода устойчивости мелкого аустенитного зерна. В от-
личие от этого, горофобные элементы будут либо оказывать весьма ма-
лое влияние, либо способствовать росту ~зерна. Однако гипотеза
В. И. Архарова, незав~исимо от степени ее достоверности, недостаточна
прежде всего потому, что она не расоматр|ивает влияния элементов на
скорость самодиффузии железа.
Влияние элементов в этом направлении более или менее удовле-
творительно объясняется в тех случаях, когда они уменьшают склон-
ность к росту зе~рна, будучи введены в сталь в очень малых количест-
вах в виде так называемых модификаторов. Можно полагать, что они
в этом случае образуют в стали стойкие высокод~исперсные фазы, обыч-
но располагающиеся по границам зерен, играя роль барьеров, препят-
ствующ~их межкристаллитной диф~фузии. Воз~можность такого механи~з-
ма действия модифицирующих элементов подтверждается не только
косвенными экспери~ментам~и, но и некоторыми прямы~ми опытами. Так.
автор и др. (1031, введя 0,02 — 0,06% шамота в виде очень, мелкого по-
рошка в ферритные сплавы железо-хром-алюминий, наблюдали, поми-

92 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ GAIA ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
мо измельчения первичной структуры слитка, такое же тормозящее
действие на рост зерна в этих сплавах при нагреве их до 1150', как и
за счет присадки 0,03 — 0,05О/о 'Ч.
На основании ряда исследований и практического опыта ~можно
считать, что фазами, тормозящими рост зерна в стали, являются глав-
ным образом дисперсные н m т р и д ы и частично кар~биды. Косвенно
это положение дополнительно подтверждается фактом, что те же эле-
менты и,в таких же малых количествах у железа и малоуглеродистой
стали уменьшают эффект механическото старевия, которое обуслов-
ливается главным образом азотом. а не кислородом (см. выше.
стр. 9).
Растворение дисперсных фаз приводит к обычному или даже более
сильному для данной стали укрупнен~ию зерна. Отсюда следует, что
степень влияния таких элементов на рост зерна должна зависеть от
формы и степени дисперсности соответствующих фаз, а следовательно,
от исходной структуры стали, что подтверждается рядом исследований
[см. 1061. Независи~мо, однако, от степени дисперсност~и, едва ли могут
ослаблять рост зерна по «барьерному» механ~иаму обособленны е
частицы какой-нибудь фазы. Поэтому утверждение многих авторов
[95, 627 и др.], что воо~бще избыточные карбиды или кристаллики второй
фазы, не растворенные в аустените, чисто механически препятствуют
срастанию нескольких зерен, нельзя считать обоснованным. Но это зна-
чит, что для влияния элементов, в том числе карбидообразующих, на
рост зерна, если они вводятся в сталь не в малых количествах и не дей-
ствуют.по барьерному механизму, еще нет удовлетворительного объяс-
нения.
Мы полагаем, что влияние элементов на рост аустенитного зерна
в стали в большой степени определяется тем, что они изменяют проч-
ность межатомной связи и, в частности, составляющую связи, обуслов-
ленную взаимодействием ионов между собой, а это приводит к соот-
ветствующему изменению энергии активации и скорости самодиффузии
железа. Правда, по данным Г. В. Курдюмова и других исследователей
[см. 238], коэффициент диффузии определяется комплексом характери-
стик прочности связи и зависит от особенностей структуры и механизма
диффузионных перемещений. К тому же, как показали M. А. Кривоглаз
и А. А. Смирнов [см. 238], диффузия характеризуется не одной постоян-
ной энергией активации, а равным|и ее значениями для разных темпе-
ратурных интервалов. По нашему .предположению (см. главу I I)
энергия активации и скорость самодиффузии и диффузии также опре-
деляются полной прочностью межатомной связи, а не только взаимо-
действием ионов. Однако при прочих равных условиях усиление или
ослабление взаимодействия конов должно в большей или меньшей сте-
пени влиять и на эти характеристики. Такое предположение особенно
вероятно при~менительно к росту зерна в стали, так как энергия акти-
вации этого процесса составляет около 28 ккал/моль [cM. 48], что зна-
чительно меньше энергии активации са|модвффузии железа, составляю-
щей около 70 ккал/моль. Это, по-видимому, объясняется твм, что про-
цесс роста зерна определяется диффузионной подвижностью атомов
межкристаллитного слоя, которая, из-ва его полуупорядоченного
строения и.повышенной свободной энергии, значительно больше, чем у
самого зерна. Подтверждением |могут быть исследования, .проведенные
в последнее время методом авторад~иотрафии [391, в которых установ-
лено, что энергия активации для самодиффузии железа по границам
зерен составляет 30600 ккал/моль, т. е. имеет практически такую же

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
величину, как и энергия активации для процесса роста зерна. Весьма
вероятно, что.именно по этой ~причине склонность к росту зерна чувстви-
.тельна к «индивидуальным особенностям ллавки», так как случайные
прямеси, попадающие в сталь в процессе выплавки, концентрируются
в Основном в межкристаллитном слое. С учетом указанных ограничений
рассмотрим с точки зрения нашего, предположения важнейшие факты.
l. Полная п|рочность межатомной связи в а-железе меньше, à GKo-
рость самодиффузии больше, чем в у-железе (см. стр. 34). Поэтому
зерно при высоких температурах растет сильнее в однородных &lt;-сп
вах, чем в у-сплавах. Следовательно, элементы, слабо взаимодействую-
щие с углеродом и замыкающие область т при небольших содержаниях
их в сплаве, должны способствовать укрупнению зерна по этой причи-
не. Таковы, например, кремний, алюм~иний, фосфор и др.
2. В аустените наиболее сильно способствует росту зерна углерод,
очевидно потому, что он значительно уменьшает силы связи в решет-
ке у-Fe. Так как, по нашему мнению, такое влияние углерода в значи-
тельной степени объясняется и тем, что электрон, отдаваемый его ато-
мом атомам железа, уменьшает число неспаренных электронов в послед-
вих, то в таком же направлении должен влиять íà силы связи в решет-
ке у-Fe и, следовательно, на рост аустенитного зерна и азот. Однако
прямое влияние азота в этом направлении редко лроявляется, так как
в стали он обычно связан теми или другими элемента~ми или примеся-
ии в нитридах. Вследствие этого в большинстве случаев азот, наоборот,
препятствует росту зерна, действуя по барьерному механизму, и иногда
даже специально вводится в сталь, например в виде азотврованного
феррохрома в высокохромистые стали. По нашему предположению, и
бор способствует росту зерна по той же причине, что и углерод (см.
стр. 343 и рис. 222), причем степень влияния бора усиливается еще
тем, что он концентрируется в основном в межиристаллитном слое.
3. Карбидообразующие легирующие элементы, независимо от их
собственного влияния на прочность мажатомной связи в решетке у-Få,
должны уменьшать склонность к,росту зерна аустенита потому, что
они связывают углерод, удерживая его вне раствора, тем самым пара-
лизуя частично или полноогью его влияние,на уменьшение прочности
связи в решетке. Их влияние, обусловленное этим факто-
р ом, должно, следовательно, мало зависеть от формы, велич~ины и
распределения карбидов, а степень повышения температуры начала ро-
ста зерна должна усиливаться с повышением стойкости образуемых
ими ка~рбидных фаз. Как известно, это удовлетворвтельно подтверж-
дается опытом. Уже в заэвтектоидной углеродистой стали карбид желе-
за до тех пор, пока он полностью не растворяется, ослабляет рост ау-
стенитного зерна. Элементы же, образующие стойкие карбиды, напри-
мер ванадий, увеличивают устойчивость аустенитного зерна до весьма
высоких температур. Можно полагать, что и элементы-модификаторы,
в дополнеыие к барьерному механизму, действуют на рост аустенитнопо
зерна, связывая и удерживая вне раствора главным образом азот. Так,
С. С. Штейнберг и,П. Ю. Рубинская fli12], продувая азот через сталь
с 0,40~0 С после введения в нее 0,05% А~1, который в этом случае, оче-
видно, ~расходовался на раскисление, наблюдали очень сильный рост
зерна ври 950' (рис. 53, а). Если же алюминий вводился в сталь после
продувки ее азотом, то зерно при 950' оставалось мелким (рис. 53, 6).
4. Легирующие элементы, не образующие в стали карбидов, могут
повлиять на процесс роста зерна только вследствие их собственного
влияния на прочность межатомной связи в решетке у-Fe, а следова-

94 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
тельно, на скорость самодиффузии железа. Сооб~ражения, приведенные
на стр. 37, и относительные значения ионизационных потенциалов (см.
рис. 17) позволяют считать, что кобальт H,íèêåëü, а также хром и боль-
шинство других карбидообразующих элементов, в сплавах с железом
усиливают взаимодействие ионов за счет увеличения числа неспареч-
чых d-электронов у железа. 1)ля ряда элементов увеличение прочности
межатомной связи в их сплавах с железом было экспериментально
установлено Г. В. курдюмовым и его сотрудниками. Следовательно,
можно ожидать, что кобальт и никель в стали, а также хром и боль-
~80
о
925
870
815
Ь
е ОЗ
Ф
0,2
7б
0,4
0
0 002 ООФ С,Об 008 0/0, 2 ОФ 0,16 018
Содержание зпеменяа, %
05 10 f5
8реню, чу!
Рис. 54. Влияние титана (1), алюминия (2)
If циркония (3) на склонность к росту зерна
в стали [111]
Рис. 53. Влияние азота на рост
зерна в стали с 0,4% С:
а — продувка азотом после введения
в сталь алюминия; б — продувка азо-
том до введения в сталь алюминия
шинство других карбидообразующих элементов в легированном ферри-
те, должны уменьшать рост зерна, что и наблюдается в действитель-
ности. Степень же их влияния в этом направлении, поскольку оно обус-
ловливается .в основном усилением взаимодействия ~ионов, должна быть
не очень велика. Вероятно поэтому;их положительное действие на рост
зерна, в частности действие никеля, относительно легко перекрывается
другим~и факторами, влияние которых противоположно, и поэтому
иногда наблюдается ~слабое или даже отрицательное их влияние на
рост зерна. При температурах выше и ниже области у (см. рис. 43) бу-
дет также . отрицательно сказываться вл~ияние соответствующих эле-
ментов на расгпирение области и-фазы. Заметим все же попутно, что
имеющиеся экспе1ряментальные данные (41] о том, что хром способст-
вует значительному укрупнению зерна при цементации, кажутся сомни-
тельными и требуют проверки.

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
95
Теиперап~дра, 'С
Алюминий,и кремний, предположительно уменьшающие прочность
межатомной связи в решетке железа (см. стр. 37), по нашему мнению,
вследствие уменьшения ими числа неспаренных d-электронов, должны
в общем случае спосо|бствовать росту зерна, что ~и наблюдается в том
случае, когда не сказывается ба~рьерное действие образуемых ими д~ис-
персных фаз.
С этой точки зрения легко объяснить фа~кт существования опти-
м аль ного в отношении роста зерна содержания алюминия ~в ста-
ли (рис. 54). При лепирован~ии же стали титаном и цирконием таких
максимумов не наблюдается (рис. 54). Ускорение роста зерна при по-
вышенно~м содержании алюминия в стали было установлено и в дру-
гих работах. При содержаниями алюминия больше оптимального, до ко-
торого он, очевидно, связан с азотом, начи-
нает сказываться его собственное ускоряю-
щее влияние на рост зерна.
Этим, очевидно, можно объяснить и хо-
рошо известный из практики факт, что пос-
ле превышения определенной температуры,
очевидно, температуры растворения нитри-
дов, в стали с добавкой алюминия зерно У
растет интенсивнее, чем в стали без алюми-
ния (рис. 55). Быстрый рост зерна в стали
1
одной и той же плавки может быть резуль-
татом перехода в раствор одновременно
алюминия и азота. Ряс. 55. Схема влияния темпе-
Труднее объяснить причину влияния ратуры на рост зерна н стали,
марганца на рост зерна. Марганец, как и
раскисленной (1} и не раскис-
элементы, не образующие карбидов, может
оказывать влияние на рост зерна, главным образом вследствие его соб-
ственного влияния на прочность межатомной связи. Из значений иониза-
ционных потенциалов (см. рис. 17) следует, что марганец, если исходить
из наших предположений, должен препятствовать росту зерна. В легиро-
ванном им феррите марганец часто и в самом деле способствует измель-
чению зерна [262].
Можно поэтому полагать, что обратное влияние его в стали свя-
зано с наличием в ней углерода. В присутствии углерода, уменьшаю-
щего прочность межатомной связи, диффузия, марганца сильно уско-
ряется [339), вследствие чего он должен обогащать граничный слой зер-
на в значительно большей степени, чем ~в феррите. Но, как уже было
сказано на стр. 37, марганец, по экспериментальным данным [84], уве-
личивает прочность межатомной связи только до некоторой концент-
рации, а затем начинает влиять в обратном направлении, что по на-
шему предположению может быть связано с возникновением заметной
доли ковалентных связей. Логично сч~итать, что при этом он должен
способствовать,и уирупне~нию зерна. Следует заметить, что по наблю-
дению некоторых исследователей, например И. С. Анитова [239), влия-
ние марганца на укрупнение зерна и в высокоуглеродистой стали не
так уже велико.
При одновременном присутствии в стали нескольких легирующих
элементов их влияние на рост зерна может измениться вследствие вза-
.имодействия электронных конфигураций их атомов между собою, что
часто,и наблюдается в сложнолегированных сталях.
В свете изложенной вьшпе теории В. gJ,. Садовского 1и др. [257] рост
зерна в стали при нагреве может начаться только по достижении тем-

9Q ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЬ~
пературы рекристаллизации аустенита. Следовательно, можно пола-
гать, что легирующие элементы (конечно, только растворенные в аусте-
ните) должны влиять на тем~пературу начала роста зерна и.вследствие
изменения ими температуры рекристаллизации аустенита. Но темпера-
тура «разупрочнееия» аустенита сама определяется прочностью меж-
атомной связи в кристалле. Поэтому такое .предположение не изменяет
взгляда на природу влияния элементов, даже не связанных в карбидах,
Что касается «вторичных» последствий перегрева, к которым отно-
сятся нафталинистый и камневидный изломы, то природа влияния, ока-
зываемого на них легирующими элементами, различна. Поскольку наф-
талинггстый излом, первичный и вторичный, есть результат первичной и
вторичной внутризеренной текстуры, то и влияяие легирующих элемен-
тов на склонность стали к приобретению излома такого вида опреде-
ляется их влиянием на ~рост аустенитного зерна при перегреве и на
устойчивость внутризеренной текстуры. Об этом саидетельствует и
сравнительная легкость исправления нафталинистого ~излома, дости-
гающегося одновременно с разрушением внутризеренной текстуры и
измельчением аустенитного зерна, а именно лггбо после двух-трехкрат-
ной перекристаллиза~ции с нагревом выше Асз, лггбо, в соответствии с
новьгми исследованиями В. Д. Садовского,и др. [257], после однократ-
ной перекристаллизации, но с нагревом до температуры точки б Чернова.
Труднее поддается исправлению на~фталикистый излом в быстро-
режущей стали. Для этого необхс~димо [263] многократное (от 3 до 6
раз в зависимости от скорости охлаждения в интервале 600 — 900') че-
редование отпуска при 750' и отжига с нагревам до 900' с изотермиче-
ской выдержкой лр~и 730 — 750'. По мнению Ю. А. Геллера 12641, это
объясняется тем, что .в быстрорежущей стали при очень крупном зер-
не аустенита часть кар~бидов выделяется внутри зерен по определенным
кристаллографичесиим плоскостям, и для их коагуляции,необходима
указанная обработка. Если это предположение верно, 'go, видимо, имен
но сох~ранение внутризеренной теистуры и способствует ориентирован-
ному выделению карбидов.
Камневидный излом (трудноисггравимый меж~кристаллический)
является результатом не только сильного укрупнения зерна прои пере-
греве, но и каких-то дополнительных процессов, приводящих к образо-
ванию низкопрочной фазы на границах зерна. Но прежде чем остано-
виться на возможных причинах образования та~кой фазы, необходимо
кратко сказать о Характере влияния элементов на условия возникнове-
ния камне~видного излома.
М. П. Браун на основании многолетних исследований [114, 265,262] и
производственного опьгта ~приходит к выводу, что основным элемен-
том, способствующим образованию в легированной стали камневидного
излома. является углерод, а из легирующих элементов (в порядочке их
возрастающего влияния) марганец, никель и хром. Наличие в стали
вольфрама и,молибдена дополнительно способствует образованию кам-
невидного излома. Действие этих элементов проявляешься в осно~вном в
сложнолегированной стали, содержащей одновременно, например, хром
и никель, хром и марганец, никель и марганец.
В соответствии с этим М. П. В~раун [262] разделяет стали, в которых
наблюдается камневидный излом, на три группы.
K первой группе относятся низкоуглеродистые хромоникелевые хро
момарганцевые, хромокремнистые и хромокремнемарганцевые стали с
молибденом (или вольфрамом). или без него. В сталях этой пруппы об-
разуется ли~шь мелкий камневидный излом в случае бьгстрого охлажде-
ния с температуры нагрева.

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
97
Ко второй группе относятся стали типа 35ХНЗМ и 35ХН4М, а также
другие конструкционные хромоникелевые и хромомарганцевые, допол-
нительно легированные молибденом или вольфрамом. В этих сталях
камневидный излом образуется либо после ускоренного охлаждения,
например,в масле, непосредственно с 1350' и выше, либо после закалки
и последующего низкого или высокого отпуска. Для исправления камне-
видного излома в этом случае необходима длительная гомогенизация
стали при 1050 — 1100', предшествующая нормализации с 900 — 930; за-
калке и отпуску. Исправленный такой обработкой излом стали 18ХНМА
показан на рис. 56 [1141.
Рис. 56. Излом образцов стали 18ХНМА после перегрева и последующей обработки:
1 — нагрев при 1150 + закалка и отпуск; 2 — нагрев при 1350О + закалка и отпуск. 3 — нагрев
при 140У~ + нормализация, закалка и отпуск; 4 — нагрев при 1400О + гомогенизация, нормализа-
ция, закалка и отпуск
В сталях третьей группы камнев~идный излом образуется и после
медленного охлаждения с высокой температуры перегрева. K ним отно-
сятся 'высокоуглеродистые стали типа инструментальных: быстрорежу
щая Р18, шарикопод~шипниковая ШХ15, сталь ХГ и др. Для устранения
камневидного излома в этом случае необходима сложная термическая
обработка.
В настоящее время существует много гипотез о природе камневид-
ного излома. Ряд иностранных исследователей (Таммани, Аустин и др.)
считает, что при температуре пе~регрева расплавляются легкоплавкие
неметаллические эвтектики и происходит капиллярное засасывание жид-
кой фазы на границы зерен. Такая точка зрения мало достоверна вооб-
ще и, кроме того, не учитывает влияния легирующих элементов и уг-
лерода. другие исследователи считают причиной камневидного,излома
возникновение трещин по границам зерен аустенита при быстром ох-
лаждении. Высказывались предположения (И. Е. Брайнин) о возмож-
ности проникновения в сталь печных газов, в частности, водорода при
высоком нагреве. М. П. Б~раун [262] связывает камневидный излом с про-
цессами испарения и конденсации атомов легирующих элементов.
Согласно гипотезе К. А. Малышева [1021, при высокой температу-
ре неметаллические фазы, главным образом сульфиды, усиленно ра-
створяются в аустените, а при охлаждении, вследствие уменьшения их
растворимости, выделяются по границам зерен. Последующая термиче-
ская обработка не может повлиять на неметаллическую фазу по грани-
цам крупного зерна, которая и вызывает частичный или общий межкри-
сталлический излом. Гипотеза К. А. Малышева принципиально подтвер-
ждается тем. что после ~медленного охлаждения стали с температуры пе-
регрева, т. е. в стали с камневидным изломом, и обычными методами ч
при исследован~ии с применением радиоактивного изотопа серы [266] об-

98 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
наруживается прерывистая сетка сульфидов по границам аустенитных
зерен. Напротив, в случае быстрого охлаждения и отсутствия камневид-
ного излома наблюдается равномерное распределение сульфидов по зер-
ну. Тем не менее и эта гипотеза также не объясняет влияния легирую-
шпх элементов и углерода, и предполагаемая в ней причина камневид-
ного излома не может быть единственной.
В. И. Архаров [104, 260] считает, что появление камневидного изло-
ма в стали обусловлено процессами, совершающим~ися в пограничном
слое зерна, обогащенном определенными горофильными элементами.
1'орофильные легирующие элементы, способные вызвать в стали камне-
видный излом, должны изменять свою растворимость в железе до весь-
ма высоких температур слабо, а затем их растворимость должна резко
повышаться. Тогда при нагреве стали выше температуры начала резкого
увеличения растворимости произойдет сильное обогащение поверхност-
ного слоя элементом. Если последующее охлаждение будет медленным,
то избыток растворенного элемента успеет продиффундировать в объем
зерна. Если же скорость охлаждения велика, то избыток растворенного
элемента выпадает из раствора в виде соответствующей фазы, обычно
химического соединения, которая, оставаясь в пределах поверхностного
слоя, сообщает ему большую хрупкость По этой гипотезе хром, никель
и марганец, растворимость которых,в железе вообще не изменяется с
температурой или даже не ограничена, не могут вызвать камневидного
излома. Между тем нал~ичие именно этих элементов в стали предопре-
деляет ее склонность к камневидному излому, тогда как, например мо-
либден и вольфрам, удовлетворяющие условиям гипотезы. только спо-
собствуют этому явлению.
При суждении о природе камневидного излома следует, по нашему
мнению, придать важное значение и тому обстоятельству, что камне-
видный излом получается то при быстром, то) при медленном, то при
ускоренном охлаждении с температуры перегрева.
В действительности необходимо, по-видимому, как показали В. gI.
Садовский, К. А. Малышев и др. [269], различать камневидный излом
двух типов. Излом первого типа связан с выделением сульфидов по гра-
ницам зерен аустенита при температуре перегрева и может получиться
при сравнительно медленном охлаждении. При быстром охлажден~ии
сульфиды не выделятся по границам зерен; при слишком же медленном
охлаждении успеет пройти их коагуляция. Исправить перегретую сталь
с камневидным изломом этого типа также возможно за счет коагуляции
сульфидов, для чего необходима длительная гомогенизация при высоких
температурах. Камневидный излом второго типа получается после быст-
рого охлаждени стемпературы перегрева и, по мнению В. jI. Садовского
и др., связан с внутризеренной текстурой перегрева и выделением при.
месей (карбидов, нитридов, фосфидов) при отпуске в интервале разви-
тия отпускной хрупкости. Яля исправления стали с камневидным,изло-
мом второго типа достаточно кратковременного нагрева при темпера-
туре 1000 — 1050', соответствующей температуре рекристаллизации фа
зовонаклепанного аустенита (точке б Чернова), т. е. такого же нагрева,
который устраняет и нафталинистый излом.
Мы полагаем, что камневидный излом второго типа связан с влия-
нием легирующих элементов и углерода, и природа его та же, что и об-
ратимой отпускной хрупкости (cM. стр. 274). Первопричиной появления
камневидного изло~ма, как и отпускной хрупкости, по нашему мнению,
является обогащение межкристаллитного слоя аустенита содержащими-
"я в стали элементами. Если перегретая сталь охлаждается медленно, то

ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ ПРИ ПЕРЕГРЕВЕ
уже в процессе охлаждения может произойти перераспределение эле-
ментов по межкристаллитным слоям новых зерен, образующихся внутри
аустенитных при разложении аустенита, iH концентрация элементов в
межкристаллитных слоях резко понизится. Естественно, что скорость ох-
лаждения, при которой может произойти такое перераспределение эле-
ментов, вообще говоря, будет тем меньше, чем выше легирована сталь.
Если же сталь с температуры перегрева охлаждается быстро, то пере-
распределения элементов может не произойти не только потому, что для
э~ого будет мало времени, но и потому, что при этом в большей степени
сохранится внутризеренная текстура и свободная энергия образующих-
ся новых границ будет меньше, так как их строение будет более упорядо-
ченное. Но в этом случае концентрация элементов в межкристаллитных
слоях бывшего аустенита будет велика. Поэтому они будут вести себя как
высоколепированная сталь, в которой,при соответствующих условиях мо-
гут образоваться те или;иные низкопрочные фазы: химические соедине-
ния, сверхструктуры и т. п. Такими фазами могут быть, например в ста-
ли, легированной никелем, Ni&gt; e в стал и, содержа ей ник л и мар
нец (а последний .всегда содержится в стали) Ni&gt; n, Ni& t;Fe, Ni l
стали, легированной хромом, сигма-фазы, под которыми понимают раз-
личные фазы этого типа, образующиеся в высокохромистых сталях. При-
сутствие же низкопрочной фазы в граничном слое бывшего аустенитного
зерна и приводит к межкристаллическому разрушению и камневидному
излому.
Очень сильное укрупнение аустенитного зерна создает также более
благоприятные условия для образования низкопрочных фаз, чем при от-
&lt;пуск ой хрупкос и, ак ак гранич ые с ои та их зе ен силь ее об
гащены элементами, чем граничные слои более мелких зерен. Роль на-
грева, исправляющего сталь с камневидным изломом второго типа, сво-
дится к измельчению аустенитного зерна, что приводит к перераспреде-
лен~ию элементов по граничным слоям новых зерен и уменьшению их
концентрации в этих слоях. После такой операции, получение камневид-
ного излома в данной стали невозможно, но сравнительно, мелкий меж-
кристаллический хрупкий излом может получиться за счет образования
тех же фаз в результате длительного нагрева в определенном интврвале
температур отпуска, т. е. при развитии отпускной хрупкости. Условия
исправляющего нагрева должны быть, следовательно, принципиально
те же, что и для исправления стали с нафталинистым изломом.
Роль легирующих элементов и углерода в образовании камневид-
ного излома, по нашему предположению, принципиально та же, что и в
развитии отпускной хрупкости, поэтому мы здесь не будем на ней оста-
навливаться. В частности, то что сказано по этому вопросу при рассмот-
рении природы отпускной хрупкости, вполне объясняет особенно боль-
шую склонность к приобретению камневидного излома у сталей, легиро-
ванных одновременно хромом и никелем или хромом и марганцем.
Здесь отметим только, что молибден и вольфрам при очень высоких тем-
пературах нагрева, о которых в данном случае и идет речь, концентри-
руясь в граничном слое в избыточных количествах, должны дополни-
тельно способствовать возникновению камневидного излома за счет об-
разования металлических соединений Ре7Мо6 или Fe&gt; &lt;. Всле ств
лой скорости диффузии этих элементов может не произойти достаточ-
ного перераспределения их по гран~ичным слоям новых зерен даже при
медленном охлаждении стали с температуры перегрева, что, по-видимо-
му, и сказывается, например, в быстрорежущей стали.

100 BËHßНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
4. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ
ПЕРЕОХЛА)КДЕННОГО АУСТЕНИТА
Подавляющее большинство легированных сталей применяется пос-
ле закалки и последующего отпуска. Поэта~му влияние легирующих эле-
ментов на.процессы, совершающиеся в стали,при закалке и отпуске, иг-
рают чрезвычайно важную роль. Часто эта роль решающая, так как оп-
ределяет собой основную цель лепирования стали, особенно конструк-
ционной, ~инструментальной и др. Влияние же элементов на поведение
стали при закалке и отпуске в свою очередь обусловлено глубокими из-
менениями, которые они вносят в процессы разложения пареохлажден-
ного аустенита, главным образом их вл~иянием на длительность инку-
бационного периода или периода индукции и скорость разложения пере-
охлажденного аустенита при разных температурах, на положение мар-
тенситной точки, на количество,п устойчивость остаточного аустенита,
на устойчивость мартенсита и т. п.
А. ВЛ ИЯ Н И Е ЭЛ ЕМЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕН ИЯ
ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА {НА С-КРИВУЮ)
По признаку влияния на,превращения аустенита в верхней и про-
межуточной областях подкритических температур, т. е..в области пер-
литного и промежуточного прев , легирующие элементы обычно
делят на две группы. К. первой групне относят никель, кремний, медь,
алюминий, кобальт, вносящие B scHGBTI g только количественные изме-
нения (по сравнению с углерод ~фон-ег, лью) в кривую изотермическо-
го разложения аустен~ита. Все ти элем нты, кроме кобальта, увеличи-
вают продолжительность инкуб цкфдо периода, т. е. время до начала
фиксируемого разложения, а т кже„py должительность самого разло-
жения аустенита [117 и др.]. Пр -атом-з мечается тенденция к повыше-
нию температуры, которой соответствует минимум устойчивости аусте-
нита, элементами, повышающими критические точки стали, .и наоборот.
~та тенденция выражена, однако, не резко. В частности, кобальт, по~-
вышающий критические точки, почти не влияет на,положение минимума
на кривой изотврмического разложения аустенита. Некоторые элементы,
например никель, кремний, влияют количественно по-разному на устой-
чивость аустенита в разных температурных интервалах — в верхней 1и в
промежуточной области. Что касается кобальта, то он понижает устой-
чивость аустенита как в верхней, TBIK и в нижней тем~пературной области,
что подтверждается и известным из практики фактом понижения кобаль
там прокаливаемости стали.
Ко второй группе относят карбидообразуюш~ие элементы: марганец,
хром, молибден, вольфрам, ванадий и др. Эти элементы, помимо коли-
чественных, вносят и качественные изменения в кривую ~изотермическо-
го разложения аустенита. Повышая устойчивость ~аустенита в области
перлитного превращения, они вызывают появление на диаграмме второй
зоны ускоренного разложения аустенита (рис. 57). Это промежуточное
превращение обычно отделяется от перлитного областью повышенной
устойчивости аустенита.
Новейшие исследован~ия, однако, показали, что и элементы первой
группы в большинстве случаев вызывают BTolpofI максимум на кривой
(см. ниже, стр. 107 и рис. 61), хотя и слабее выраженный. Поэтому де-
ление легирующих элементов на две группы по признаку кол~ичественно-
го и качественного влияния их на кривую изотермического разложения

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
700
600
500
400
300
200
400
Ct(opocmb уазложе~ия аус-
г77ЕНита
Рис. 58. Схема изменения свобод-
ной энергии системы в зависимо-
сти от значений радиуса (г) заро-
дыша новой фазы
Рис. 57. Схема усложненной
кинетической кривой разло-
жения аустенита с двумя
максимумами скорости
го изучения. Эта проблема оказалась чрезвычайно сложной и в настоя-
щее время еще далеко не разрешена. Серьезные трудности, в частности,
возникают в связи с тем, что необходимо объяснить причины появления
второго максимума на кинетической кривой (рис. 57) ~и различного вли-
яния на него разных элементов. Особенно трудно объяснить малое
дальнейшее изменение или даже уменьшение величины второго макси-
мума под влиянием таких элементов, введение которых в сталь IH вызы-
вает появление этого максимума, например молибдена, хрома.
Впервые попытался рассмотреть процесс разложения переохлаж.
денного аустенита в перлитной области и, частично, влияния на него
легирующих элементов с точки зрения флуктуационной теории кристал-
лизации И. Л. Миркин [272], показавший, что скорость разложения ау-
стенита определяется скоростью зарождения центров кристаллизации и
пх роста В зависимости от степени переохлаждения. В настоящее время
не вызывает сомнений тот факт, что перлитное разложение аустенита—
нормальный диффузионный процесс, управляемый общими законами фа-
зовых превращений, и что кинетика его определяется вероятностью за-
рождения центров кристаллизации и скоростью роста образовавшихся за-
родышей. Поэтому к нему ~могут быть применены принципиальные поло-
жения, разработанные Гиббсом для образования капель жидкости в пе-
ресыщенном паре, с учетом некоторых факторов, специфических для
превращений в твердой анпзотропной среде. Согласно учению Гиббса,
на образование по~верхности раздела возникающего зародыша новой фа-
аустенита нельзя считать оправданным. Но все же целесообразно рас-
сматривать отдельно элементы карбидообразующие и не образующие
карбидов, поскольку величина и причины возникновения второго макси-
мума на кинетической кривой в промежуточной области, обусловленного
их влиянием, различны.
Огромное значение проблемы прокаливаемости стали для практики
стимулировало многочисленные исследован~ия, в результате которых бы-
ли более или менее устанЬвлены основные факты, относящиеся к вли-
янию лепирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустг-
нита в верхней и промежуточной областях подкритических темпера-
тур. Одновременно выдвигались различные предположения о приро-
роде этого влияния, выяснение которой весьма важно для дальнейше-

102 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
зы со старой или материнской фазой затрачивается энергия А. С дру-
гой стороны, при образовании зародыша новой фазы, термодинамиче-
ски в данных условиях более устойчивой, чем старая фаза, выигрывает-
ся объемная энергия &gt; ~V (V Ђ” об ем зародыш ), кото ая ем бо
ше, чем больше разность свободной энергии & t; Р„старо ,и но ой ф
Поэтому возникающий зародыш может дальше расти лишь в том случае,
когда уменьшение объемной энергии ЛР V больше энергии А.
Как видно из рис. 58, на котором показано изменение свободной
энергии системы ~F = — & t; F V в зависимо ти от значе ий ради
зародыша r, для всех значений r, меньших r„, работа А больше
т. е. зарожден~ие новой фазы связано с увеличением свободной энергии
системы. Поэтому только частицы, размер которых превышает критиче-
ский r„, способны к росту, так как это сопровождается (рис. 58) умень-
шением свободной энергии системы. Этот критический радиус кривиз-
ны новой фазы г„зависит от ряда констант системы и факторов, опре-
деляющих отклонение системы от равновесия, а именно
2a MT©
(&g
qphT
где М — молекулярный или атомный вес новой фазы,
р — ее удельный вес,
q — тепловой эффект превращения,
То — температура равновесия обеих фаз,
AT= Tp — Т — степень переохлаждения; Т — температура, до кото-
рой переохлаждена старая фаза и при которой про-
исходит кристаллизация.
Из этого выражения следует, что критический размер зародыша
уменьшается с увеличением степени переохлажден~ия. Согласно флукту-
ационной теории .и вывода~м из нее [274, 622, 279 и др.], скорость образо-
вания зародышей критического разме~ра пропорциональна
Bel Q
т &l ;ь &g ;* R
е
Гк=
где
B= 32
р Й
Д
к — постоянная Больцмана;
& t; вЂ поверхно тн энер ия на гран це разд ла ф
Q — энергия активации.
С увеличением степени ~переохлаждения первый множитель растет,
а второй падает. Поэтому как можно видеть из рис. 59 [279], до некото-
рой степени переохлаждения скорость зарождения центров увеличивает-
ся, достигая максимума. На этом этапе особенно большую роль играет
значение а. Затем превалирует второй множитель, и скорость зарожде-
ния центров уменьшается. На этом участке, т. е. при больших степенях
переохлаждения, значительную роль играет энергия активации. Следует
заметить, что эти рассуждения справедливы только в том случае, если
величина о остается постоянной. В действительности поверхностная
энергия ~ с понижением температуры увеличивается. Из выражения же
(2) следует, что с учето~м этого обстоятельства величина & t; мо ет игр
некоторую дополнительную роль наряду с энергией активации также в
уменьшении скорости зарождения центров IIо правой ветви к~ривой I
(рис. 59).

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
103
Так как длительность инкубационного периода при изотермическом
разложении переохлажденного аустенита определяется скоростью за-
рождения центров, то флуктуационная теория вполне удовлетворитель-
но объясняет ход кривой для углеродистой стали. Из этих положений
.исходят и авторы теорий, объясняющих влияние легирующих элементов
на кинетику разложения переохлажденного аустенита.
Сейчас по вопросу о р ол и легирующих элементов,в из-
менении кинетики разложения аустенита в п е р л и т н о й о 6 л а ст и
подкритических температур в советской и зарубежной литературе обо-
значились две основные теории. По предположению P. Ф. Мейля [118],
для начала разложения необходимо предварительное диффузионное пе-
рераспределение легирующих элементов в аустените, вследствие того,
что карбидообразующие элементы должны содержаться в выделяющем-
Рис. 59. Схематическое объяснение
кривой {1) изменения скорости за-
рождения центров кристаллизации
с переохлаждением
ся карбиде в большем количестве, чем в фер~рите, а элементы, не обра-
зуюш~ие карбидов, наоборот, содержаться в феррите в большем коли-
честве, чем в карбиде. А так как легирующие элементы диффундируют с
очень малой скоростью, то именно поэтому они и увеличивают продол-
жительность инкубационного периода и процесса разложения аустен~ита.
11озднее эта теория была дополнена тем [214], что легирующие элемен-
ты уменьшают также скорость лолвморфного превращения у — а, без
которого, естественно, не может начаться р~азложение аустенита.
В СССР эту теорию развивает, главным образом Р. И. Энтин [623,
286], который на основании ряда своих работ и анализа литературных
данных полагает, что карбидообразующие элементы замедляют разло-
жение аустенита вследствие малой скорости их диффузии. Никель—
главным образом вследствие изменения скорости полиморфного превра-
щен~ия, в ча~стности работы образования центров кристаллизации а-фа-
зы. Кобальт же ускоряет разложение аустенита, в основном, вследствие
повышения критических точек, но известную роль может играть и уве-
личение им скорости полиморфного превращения железа.
Экспер~иментально эта теория подкрепляется тем, что в перлитной
области, как установлено было в ряде работ советских и зарубежных
исследователей [287, 623, 286, 121, 239 ~и др.1, разложение переохлаж-
денного аустенита начинается с образования, в зависимости от содержа-
ния легирующих элементов, либо стабильного для данной стали специ-
ального,карбида, либо цементита, значительно обогащенного легирую-
щими элементами.по сравнению с их средним содержанием в стал~и. Под-
тверждая это положение теоретически, P. И. Энтин приводит [286] схе-
му относительного изменения свободной энерпии аустенита и перлита
с температурой, изображенную на рис. 60, а. Из этой схемы видно, что

104 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
в интервале более высоких подкр~итических температур от Tp' до Tg"
только выделение специального карбида из аустенита,приводит к умень-
шению свободной энергии системы.
Вторая теория, которую в СССР развивает М. Е. Блантер [27, 292],
исходит из представления, что для начала разложения переохлажленно-
го аустен~ита необходима только двффузия углерода. Предварительного
же перераспределения легирующих элементов и, следовательно, их диф-
фузии для этого не требуется, так как процесс разложения аустенита
начинается с образования цементита а перераспределение легируюших
элементов между фер~ритом и карбидной фазой, приводящее к получе-
нию стабильного для данной стали карбида, — вторичный процесс, про-
текающий во время самого превращения при данной температуре и пос-
ле его окончания.
Тепперал~ура
0
~Ц ~сл
Tg~nepumyp~
d
Рис. 60. Термодинамические схемы:
n — изменение свободной энергии аустенита и перлита с температурой (по P. И. Эн-
тину); б — условия образования карбидных фаз в легированной стали (по
М. Е Блантеру)
Сторонники второй теории видят экспериментальное ее подтверж-
дение в том, что в некоторых работах советских и зарубежных исследо-
вателей [см. 292] в хромистой и в некоторых молибденовых сталях наб-
людалось значительное повышение содержания хрома или молибдена в
карбидах с увеличением времени изотермической выдержки прои сооТ-
ветствующих температурах. Теоретическим обоснованием возможности
выделения в начальной стадии разложения аустенита не стабильного
карбида, а цементита, по содержанию легирующих элементов близкого
к аустениту, являются принципы ориентационного и химического сооТ-
ветствия исходной и образующейся фаз. Согласно первому принципу
[331], при превращении в твердом теле конфигурация атомов исходной
фазы сохраняется или почти сохраняется в новой твердой фазе, и обе
фазы сопрягаются наиболее близкими кристаллографическиии плоско-
стями. По принципалу же химического соответствия [622, 306] образую-
щаяся фаза стремится иметь состав, наиболее бл~изкиу к исходной фазе.
Сравнение строения цементита,и стабильного для данной стали карбида
показывает, что к решетке аустенита ближе всего подходит решетка
цементита (см. 332]. Следует тем не менее заметить, что образования ста-
бильного карбида или карбида, сильно обогащенного соответствующим
элементом, на начальной стадии разложения аустенита в сталях, легиро
ванных, например, ванадием, титаном и др., не отрицают и сторонники
второй теории.
Что касается приведенной на ремис.' 60, а термодинамической схемы,
то M. Е. Блантер считает расположение линий на этой схеме в значи-

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
105
тельной степени произвольным, так как количественные данные для
подобных построений отсутствуют. Более вероятной он считает схему,
приведенную на рис. 60, б 1622, стр. 63И, согласно которой и ниже тем-
пературы А, может образоваться метастабильный цементит, а в интер-
вале температур А, — А~ цементит вообще является стабильным кар-
бидом. Заметим, однако, что со схемой рис. 60, б нельзя согласиться, так
как из нее следовало бы, что в условиях установления стабильного рав-
новесия при нагревании специальный карб~ид должен раствор~иться прн
более низкой температуре, чем цементит, что, безусловно, исключается.
Но если исходить из того, что,начало разложения аустенита опре-
деляется только диффуз~ией углерода, то трудно объяснить влияние ле-
гирующих элементов, так как они сравнительно слабо изменяют ско-
рость диффузии углерода. Поэтому М. Е. Блантер принимает, что пер-
литное превращение аустенита может тормозиться также фазовым на-
клепом на гран~ице аустенит — фазы перлита, приводящим к нарушению
когерентности. В соответствии с этим он считает, что такие элементы
как хром и молибден замедляют перлитное превращение аустеHHTQ
вследствие того, что они тор~мозят диффузию углерода m способствуют
сохранению фазового наклепа аустенита, а элементы, подобные крем-
нию, почти не влияющие на скорость диффузии углерода — за счет дли-
тельного сохранения некогерентноспи, обусловленной фазовым:наклепом
аустенита. Наконец, влияние таких элементов,как никель, марганец, ко-
бальт, не препятствующих снятию фазового наклепа аустенита и слабо
влияющих на скорость диффузии углерода (марганец) 1или даже умень-
шающих последнюю (никель, кобальт), по его мнению, является резуль-
татом смещения ими критической точки Al 1~обальт ускоряет разложе-
ние аустенита, так как он повышает критическую точку, что увеличивает
степень переохлаждения, тогда как никель и марганец, понижающие
критическую точку А1 и уменьшающие переохлаждение, замедляют раз-
ложение аустенита. Заметим, однако, что кобальт влияет в направле-
н~ии, обратном никелю и марганцу, не только при одинаковой температу-
ре превращения,,но и при одинаковом переохлаждении.
Предлагались разные теории и для объяснения причины влияния
элементов на иинетику р азл ожения аустен,ита в п,ро м еж у-
точ ной обл астреи, главным образом, HB появление второго махсч-
мума на кинетической кривой (см. рис. 57). Так, В. Я. Садовский [119],
как и некоторые зарубежные исследователи, исходит из предположе-
ния, ~то, в отличие от перлитного превращен~ия, инициируемого кар-
бидом, промежуточное превращение инициируется ферритом. Следова-
тельно, и кристаллизационные пара~метры, определяющие скорость за-
рождения центров новой фазы, в обоих случаях должны быть различ-
ны. В связи с этим, по его мнению, можно считать, что наличие между
температурой А1 и маргенситной точкой двух кинетических красивых
разложения аустенита с двумя максимумами и промежуточной об-
ластью устойчивости или без нее естественно и должно рассматривать-
ся как наиболее общая закономерность, а случаи, когда имеется толь-
ко одна кривая с одним максиму~мам, наоборот, — исключение.
EcJIIH исходить из этой ко~нцепци~и, то наличие карбидообразующих
элементов в стали,c, усложненной диаграммой разложения аустенита
вовсе не обязательно. Принципиально такую же диаграмму могут
иметь и стали, легированные элементами, не образующими карбидов,
и даже нелегированные стал~и. Роль же карбидообразующих элементов
по В. Д. Садовскому заключается в том, что они задерживают образо-
вание зародышей карбидной фазы и этим способствуют превращению

106 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ HA ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
через образование зародышей феррита. В отсутствие карбидообразую-
щих элементов или при очень малом их содержании в стали проме-
жуточное превращение, следовательно, только маскируется интенсив-
ным и распространенным на щи~ракий интервал температур перлитным
превращением.
.Р. И. Энтин же [286] исходит из высказанного рядом советских и
иностранных исследователей предположения [220 и др.], что превращение
аустенита в промежуточной области сочетает в себе черты диффузион-
ного и безди~ффузионного превращений. В частности, в работе
Г. В. Курдюмова и др. [311] было экспер~иментально показано, что в
хромистых и молибденовых сталях разложение аустенита при 270—
300' .идет через мартенсит, из,которого сразу же, так как температура
для этого достаточно:высока, выделяются высокодисперсные карбиды,
т. е. происходит самоотпуск мартенсита. Следует, однако, различать
превращение аустенита в верхней ~и ~нижней части промежуточной об-
ласти. Продукты превращения в этих температурных областях имеют
различную структуру и, KBK хорошо известно из IIlpaKTHKH, оказывают
разл~ичное влияние на свойства, в особенности на ударную вязкость
стали. Продукты превращения в,верхней часпи промежуточной обла-
сти резио понижают ударную вязкость, тогда как продукты, получаю-
щиеся,в нижней части этой области, .почти не понижают, а иногда да-
же повышают ее по сравнению с закаленным и отпущенным состоя-
нием.
Это разл~ич~ие учитывает P. И. Энтин, полагая, что в верхнем тем-
пературном интервале промежуточной области разложение аустенита
является в основном диффузионным процессом, обусловленным диф-
фузией углерода. А так как разложение в этом случае начинается с
выделения цементита, то отпадает необходимость диффузии леги~рую-
щих элементов, вследств~ие чего процесс может снова пойти с большой
скоростью. В некоторых же сталях, например в хромистых, полиморф-
ное превращение железа может пойти по мартенситному механизму,
что также приведет к ускорению превращения.
Наконец, Н. Н. Сирота [121] на примере хромистых сталей счита-
ет, что,появление второго максимума на кинетической кривой связано
с изменением состава карбида и, соответственно — его кристаллизацион-
ных параметров, главным образом поверхностной энергиями на границе
раздела фаз. Кроме того, он допускает еще возможность различных
флуктуаций концентрации легирующего элемента в объеме в обоих
случаях.
В последнее время новые матер~иалы были получены в ряде совет-
ских и зарубежных, исследований [312, 315 и др.], в которых было уста-
новлено, что при промежуточном превращении (во всем интервале
температур) ча пол~ированной нетравленой поверхности шлифа обра-
зуется м~икрорельеф, и наблюдалось (по изменению периода решетки)
обогащение или обеднение остаточного аустенита углеродом. Первое
обстоятельство свидетельствует о том, что в промежуточной зоне прев-
ращение уа протекает по мартенситной кинетике с когерентностью
с~- и ~-решеток. Это .подтверждается и данными' об очень малом зна-
чении энергии активации для превращения у — +ц в .промежуточной об-
ласти (1 ккал~г-атом у стали 55С2 против 36 ккал(г-атом для перлит-
ного превращения и 17 ккал(г-атом для кристаллизации ферритно
карбидной смеси у стали ШХ15).
' Б. А. Л е о н т ь е в, Научные доклады высшей школы, № 1, 1958, стр. 206.

° ° в °
° °
° ° а Ф . ° ° ° Э r ° °
Ф °
° ф б б
ЭЭ~в»
б °
б
Ф
б j °
а r
Э ° s r °
Ф ° ° 4 ° s
° ° Э» °
° Э i ° °
3 °
Ф Ф
° °
3 Ф 3 ° в
° ф Э °
° ° ° ° ° ° в Ф
° °
J a
б ° ° ° °
а
° ° r °
° ° r
3 ° s r
° ° а
° °
° 4 Ф ° °
3 °
° ° °
ie
° а
° 1
° ° ю !
° °
° ° °
° 9 ° °
а б ° а а а
6 ° Ф
° ' !'
а
° ° S~ 9 Ф
б °
° °
° °
° а ° Ф
° ° 3 Ф °
° °
° а °
1 ° ° 1 °
1 ° ',
е °
б ~ а
а °
° °
/ I /
/ / / /
I/ / / г
Ф ° 1 Ф 4 ю Э
° °
° Ф Э
° 4 . ю.
° ф
° °
° в °
° а
° ° а j б
° а
3 °
° 3 °
4
Ф °
° а ~ а
° j а °
Ф °
° ° в Ф °
Ф
3 ' ° r в
° °
° ° ° ° °
° ° 3 ° °
а
° Ф
° а
в
° а
Ф °
а а °
9 ° 4 °
а °
а ф
° ° °
° °
° а
° 3
° °
° ° °
а °
° ° ° °
° °
° °
9 ° °
° °
° ° Ф
а
° Ф
° 9
Ф Е
° ° ° Ф
° Ф
° °
1 ° ~ °
° ° Э! Ф
° °
а °
° ° 3 °
° ° в r
° Ф r 3
° ° 3
° в °
° ° ~ !
° в
» 4 ° б r ° ° l ° r 3 ° °
.;;ФДБф! 611661116
„514lai~==!5II311
° ° ° °
„ИИИ11 6llhill5'11
° ИИ114ИИЙ1И1
° У
„IlgllEEIII&g
: .,Ihi a."ÉüÆØ
: „L%~3%361lil=
„11 1 И ~~~~6~""':И
11Ш11111Ш
° ИИЮ
° ИМИ
ИЮЯ °
, ИИМЙИ
° ' 1
.ИИУГ~
55~44(%
ИЙЙИИ
/ I I // // l I //

]Qg ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ HA ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
степень обогащения им аустенита уменьшается, а у заэвтектоидных
сталей обычно наблюдается, наоборот, обеднение остаточного аустен~и-
та углеродом.
Изменение содержания углерода в неразложившемся аустените
свидетельствует о том, что в промежуточной зоне превращен~ие у- с~ по
мартенситной кинетике сопровождается перераспределением углерода.
Б доэвтектоидных сталях перераспределение приводит к обогащению
углеродом одних участков аустенита ~и обеднению им других. В обед-
ненных углеродом участках аустенита, по мнению большинства иссле-
дователей, и оказывается возможным превращение у~п по мартенсит-
ной кинетике. Избыточный углерод из а-фазы удаляется частично пу-
тем диффузии в окружающий аустенит, дополн~ительно обогащая пос-
ледний, частично за счет выделения карбидов внутри участков а-фазы.
На последних стадиях разложения карбиды выделяются и из обога-
щенного аустенита [312]. Однако пока еще не устаяовлено, предшест-
вует ли выделен~ие карбида превращению у — ~ц или наоборот. В заэв-
тектоидных сталях, как уста~новлено в ряде работ, обеднение аустен~и-
та углеродом объясняется тем, что превращению у~ц обычно предше-
ствует выделение карбида. Этот карбид имеет решетку цементитного
типа и сильно пониженное содержание легирующих элементов по срав-
нению с карбидом, выделяющимся из аустенита в перлитной обла~сти.
Однако и в заэвтектоидных сталях наблюдается самоторможение пре-
вращения аустенита в верхней части промежуточной области. Это яв-
ление нельзя, следовательно, объяснить обогащением аустенита угле-
родом.
Нетрудно видеть, что ни имеющийся экспериментальный материал
и ни одна из предложен~ных теорий еще ~не позволяют объяснить,все
явления, наблюдающиеся при разложении переохлажденного аустени-
та в перлитной и особенно в промежуточной области, и, прежде всего,
влияние легирующих элементов на скорость превращения в перлитной
и появление второго максимума скорос1и в промежуточной области.
Совершенно неясна причина замедления промежуточного превращения
с увеличением содержания таких элементов, .введение которых в сталь
и вызывает появление резко выраженного второго максимума скоро-
сти. Выяснить причину резкого усиления действия элементов при одно-
временном присутствии их в стали по сравнению с суммарным, а иног-
да и изме~кения характера их,влияния (например, кобальта z пр~исутст-
вии хрома) еще более сложно; этот вопрос по существу еще пока не
ставился.
Нам рассматриваемая проблема, безусловно весьма сложная,
представляется в следующем виде.
К факторам, которые могут сказаться на,кинетике превращения
переохлажденного аустенита при одной ~и той же степени переохлаж-
дения, по крайней мере доступным в настоящее время учету, относят-
ся: 1) скорость диффузии легирующих элементов;,'~) скорость диффу-
зии углерода; 3) скорость превращения у — ~ a; 4) совокупность пара-
метров каждой из участвующих,в превращении фаз, определяющая
термо,динамическую |и кинетическую возможность и вероятность проте-
кания. процесса.
Роль каждого из этих, факторов может быть различна в зависимо-
сти от того, рассматриваем ли мы продолжительность собственно раз-
ложения переохлажденного аустенита или длительность и~нкубац~ион-
ного периода. На продолжительность собственно разложения аустени-
та могут влиять в той или иной степени все перечисленные факторы.

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛА)КДЕННОГО АУСТЕНИТА
109
11рокаливаемость же непооредствен~но связана с длительностью инку-
бационного периода, которая об~ратна,вероятности и скорости образо-
вания новых трехмерных зародышей критического размера. В даль-
нейшем мы будем рассматривать влияние элементов главным образом
на длительность инкубационного периода.
На скорость образования первых критических зародышей, по на-
шему мнению, не может влиять в решающей степени ни скорость диф-
фузии легирующих элементов, ни скорость диффузии углерода.,Яело
в том, что первые зародышевые центры возникают, как правило, на
границе зервана аустенита,,вернее, в переходном, межкр~исталлитном
слое, так как там свободная энергия повышена. Межкристаллитный же
слой аустенита, как было показа~но в главе о распределении легирую-
щих элементов (стр. 72), всегда в большей или меньшей степени обо-
гащается легирующими элементам~и и углеродом при предварительном
нагреве стали. Кроме того, в главе о твердых растворах было отмече-
но, что, по современным воззрениям, нельзя говорить о полностью стати-
стическом, неупорядоченном расположении атомов даже,в неограни-
ченных твердых растворах. По-видимому, в зависимости от химической
природы взаимодействующих атомов, в твердых растворах существует
в 6ольшем,или меньшем количестве избирательное соседство атомов
или ближний порядок. Это положение на~иболее вероятно применитель-
но к атомам карбидообразующих элементов и углерода, растворенных
в аустените. Указанным~и обстоятельствами объясняется, по-видимому,
и тот факт, что при анализе карбидов, выпавших до начала разложе-
н~ия аустенита, в них обычно обнаруживается [см. 239] повышенное
оодержание соответственного элемента против того его количества,
которое может растворяться,в карбиде в равновесном состоянии.
Заметим кстати, что так как при прочих равных условиях степень
обогащения элементами граничного слоя зерна будет тем больше, чем
оно крупнее, то величина зерна должна оказывать двойственное влия-
ние на устойчивость переохлажденного аустенита. Нельзя поэтому
ожидать во всех случаях прямолинейной зависимостями между ско-
ростью разложения аустенита и площадью поверхности его зерен.
Скорость диффузии углерода может играть существенную роль лишь
при'промежуточном превращении;и при кристаллизации феррита, как
избыточного в доэвтектондной стали так и феррита перлита. Но,и в
этих случаях едва ли следует придавать серьезное значение влиянию
легирующих элементов яа скорость диффузии углерода, так как оно
невелико по сравнению с другими факторами. Между .влиянием эле-
ментов на скорость диффузии углерода и на скорость промежуточного
превращения не наблюдается также и соответствия.
Что касается скорости превращения у- ~, то она во всех случаях
несомненно играет важную роль. Наименьшей эта ~роль будет в том
случае, когда разложение аустенита начинается,g,âûäåëåíèÿ специаль-
ного карбида. Так как легирующие элементы почти не влияют на усло-
вия образования цементита, то-роль скорости превращения у в ~ будет
весьма важной, если разложение аустенита начинается с выделения
цементита, т. е. при сравнительно большой степени переохлаждения, а
также в стали, легированной элементами, не образующими карбидов.
Еще больше будет роль этого фактора в условиях, когда разложение
аустенита начинается с мартеноитного превращения уц. Наконец,
она будет практически определяющей при превращениями у-.ц в легиро-
ванном феррите, в котором содержится обычно очень мало углерода.
Для последнего случая мы, прежде всего, и рассмотрим возможную

J]Q ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
причину влияния, некоторых важнейших элементов, растворенных в
аустените.
Влияние элементов на превращение у- ц, по нашему мнению, оп-
ределяется химическим взаимодействием их атомов с атомами железа
в твердом растворе. В соответствии с нашим предположением, изло-
женным на стр. 32 — 38, в результате этого взаимодействия может
увеличиться или уменьшиться число неспаренных электронов в d-поло-
се железа, что приведет к усилению или ослаблению взаимодействия
ионов и скажется на ряде
Юп Я~ характеристик раствора, в
частности на величине коэф-
фициента теплового расши-
рения. Применительно к рас-
сматриваемым сейчас про-
0~ цессам для нас важно то об-
стоятельство, что энергети-
ческие результаты этого вза-
имодействия в общем случае
ф должны быть различны в
CQ Р У а- и у-фазах. Поскольку в
у-железе, по-видимому, чис-
ло неспаренных d-электро-
нов меньше, чем в а-железе
(см. стр. 34), то как видно из
о И М рис. 17, уменьшение свобод-
ной энергии в результате
Р У межато много взаимодеист-
вия железа и растворенного
в нем элемента, как прави-
° С~ (')~ ~ ло, в у-фазе должно быть
больше, чем в а-фазе.
Анализ влияния важ-
нейших элементов на вели-
чину коэффициента теплово-
го расширения в а- и у-фа-
зах железа, а также на не-
которые их другие физиче-
ские характеристики (свя-
занные, по нашему предпо-
ложению, с составляющей
Рис. 63. Схема относительного изменения свобод-
нОЙ энергии фвз у- и а-~е под влиянием разных прочности меж атомной свя-
элементов зи, обусловленной взаимо-
действием ионов) позволя-
ет представить относительное изменение свободной энергии фаз у и а
под влиянием таких элементов схемами, приведенными на рис. 63. Из
схемы предположительно следует, что при легированЪи железа никелем,
марганцем, хромом свободная энергия у-фазы уменьшается сильней, чем
а-фазы, т. е. разность свободной энергии обеих фаз уменьшается. При
введении же в железо кобальта и алюминия разность свободной энергии
1- и а-фаз увеличивается, а при введении молибдена и вольфрама остает-
ся практически постоянной.
Очевидно, что уменьшение разности объемной свободной энергии
у- и ц-фазы, т. е. значения ЛР как это следует из рис. 58, затрудняет
образование зародыша критического размера, вследствие чего устой-
Содержание элемента, Я

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛА)КДЕННОГО АУСТЕНИТА
чивость у-фазы воз~растает. Увеличение же значен~ия~ ~ вызывает со-
ответственно уменьшение устойчивости у-фазы. Это и является, по-ви-
димому, основным фактором, определяющим влияние элементов на ки-
нетику полиморфного превращения у- а. Дополнительную роль может
играть изменение элементами прочности межатомной связи в резуль-
тате их взаимодействия с железом. Усиление межатомной связи долж-
но увеличить значения поверхностной энергии а и энергии активации Q,
что, в соответствии с выражением (2), приведет к уменьшен~ию скоро-
сти зарождения центров и увеличению устойчивости у-фазы.
Таким образом, марганец, хром и никель должны уменьшать, а
кобальт,и,в меньшей степени алюминий увеличивать скорость превра-
щения у ц, а молибден и вольфрам должны оказывать на нее слабое
влияние, что в основном подтверждается экспериментально. Однако
отмеченное Л. И. Коган и P. И. Энтиным [316] значительное понижен~ие
вольфрамом скорости превращения у — ~а мы не можем объяснить. 3а-
метим, что влияние,вольфрама на устойчивость аустенита в промежу-
точной области, о чем будет сказано ниже, соответствует рассмотрен-
ной схеме. Для никеля же в переделах его содержания в конструкцион-
ной стали, по-видимому, большую роль играет также усиление им меж-
атомной связи за счет взаимодействия ионов, что сказывается в увели-
чении значения ~. Это до некоторой степени следует из того, что ни-
кель, как установлено в работах P. И. Энтина и др. [316, 623/, умень-
шает скорость превращения у- с~, глазным образом, при малых пере-
охлаждениях. Действительно, понижение истинного коэффип~иента теп-
лового расширения железной а-фазы при содержании в ней 5~/о Ni сос-
та вляет.'
! 5о/о
9о/о
6,5о/о
4, Яо/,
При температуре 700'
Э э 600'
Э 500'
Э 400о
Это позволяет считать, что прочность межатомной связи, обуслов-
ленная взаимодействием ионов, в сплаве Fe+ 5ор/ Ni с понижением
подкрит~ческой гемпературы уменьшается.
Для анализа причины изменения степени и направления влияния
элементов на скорость превращения у- а rrpm одновременном содержа-
нии их в сплаве в настоящее время еще нет достаточных предпосылок.
Б этом случае, очевидно, необходимо учитывать также взаимодействие
атомов легирующих элементов между собой. Можно предполагать, как
отмечалось на стр. 38, что в присутствии в железном сплаве, например,
никеля и хрома одновременно атом никеля (см. рис. 17) может присое-
динить электрон от атома хрома, вследствие чего взаимодействие хрома
с атомами железа будет определяться вторым ионизационным потенциа-
лом хрома, и энергия этого взаимодействия усилится. То же относится
к случаю легирования сплава одновременно хромом и марганцем или
хромом и кобальтом. В результате этого совместное влияние никеля и
хрома или кобальта и хрома должно' значительно усилиться против ад-
дитивного.
Именно такое резкое усилен~ие влия~ния каждого из этих элементов
в присутствии хрома (по сравнению с аддитивным) на скорость прев-
ращения железа и наблюдали P. И. Энтин и др. [316, 286]. Аналогич-
ный эффект применительно к скорости разложения аустенита в стали,
легированной одновременно хромом и никелем, подтверждается не
только лабораторными исследованиями (см. рис. 100), но давно извес-
тен из практики и используется. По-видимому, этим можно объяснить

112 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
также и то, что высоколегированные хромоникелевые стали типа
1Х18Н9 и др. имеют при комнатной температуре аустенитную струк-
гуру несмотря на то, что в них содержится весьма большое количества
хрома, расширяющего область а-фазы, и недостаточное кол~ичество ни-
келя, расширяющего область существования у-фазы. То же относится
к марганцу, влияние которого при одновременном содержании хрома
в сплаве аналогично вл~иянию никеля, хотя и несколько слабее, что
хорошо известно и для стали типа конструкционной, и,для высоколе-
гированной хромом стали типа кислотостойкой.
Углерод уменьшает свободную энергию у-фазы, т. е. аустенита.
На свободную же энергию феррита он не может оказывать влияния, так
как практически в ней нерастворим. Поэтому разность свободной энер-
гии Л~„аустенита и феррита или системы аустенит + феррит с увеличе-
нием содержания углерода уменьшается (рис. 63), и устойчивость аусте-
нита, характеризуемая длительностью инкубационного периода, возра-
стает. Кроме того, кристаллизация феррита из аустенита — процесс са-
мотормозящийся, так как возникновение за~родыша феррита, растворя-
ющего очень мало углерода, приводит к обогащению углеродом аустени-
та на границе раздела фаз. Вследствие этого свободная энергия аустени-
та уменьшается, и для образования критического зародыша феррита
требуются ббльшие флуктуации энергии. Самоторможение процесса до
некоторой степени ослабляется возможностью диффузии углерода от по-
верхности раздела фаз в глубь аустенитного зерна. Но с увеличением
степени переохлаждения аустенита, по мере того, как скорость диффу-
зии углерода становится меньше, самоторможение сказывается все силь-
нее, и при некоторой степени переохлаждения кристаллизация феррита
вообще становится невозможной. Этот факт хорошо известен.
Иное влияние оказывает углерод на устойчивость аустенита в за-
эвтектоидной стали. В этом случае разложение аустенита начинается с
образования зародышей цементита. Но кристаллизация цементита, в
отличие от кристаллизации феррита, — самоускоряющийся процесс.
Действительно, при возникновении зародыша цементита аустенит на по-
верхности раздела фаз не обогащается, а обедняется углеродом, а это
облегчает образование зародыша критического размера, так как для
этого требуются меньшие флуктуации энергии. Следовательно, устойчи-
вость аустенита с увеличением содержания углерода в заэвтектоидной
стали должна уменьшаться.
Такое влияние углерода на устойчивость аустенита и соответствен-
но на прокаливаемость заэвтектоидной стали наблюдалось многими ис-
следователями неоднократно (см. рис. 99). Одно время пытались объ-
яснить его тем, что заэвтектоидная сталь нагревается для закалки толь-
ко выше А1, а не выше линии SE диаграммы состояний, вследствие чего
аустенит имеет более мелкое зерно и содержит включения цементита,
которые могут быть готовыми центрами кристаллизации при последую-
щем охлаждении. Однако А. И. Стрегулин и С. С. Штейнберг [161], ис-
следуя стали с аустенитным зерном одинаковой величины и полностью
растворившимся цементитом, все же нашли, что в области перлитного
превращения. а именно при 650 и 670' (табл. 10), наибольшая устойчи-
вость аустенита обнаруживается в стали эвтектоидного состава, и толь.
ко при температурах ниже 450', т. е„в промежуточной области, устой-
чивость аустенита с повышением содержания углерода все время увели-
чивается '. То же было установлено на чистых железоуглеродистых
сплавах в более поздних исследованиях 1175].
' На причинах непрерывного увеличения углеродом устойчивости аустенита в
промежуточной области мы остановимся дальше.

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛА&gt;КДEH О О АУСТЕН
Тобли ца 10
Влияние углерода на устойчивость аустенита в разных областях подкритических
температур
Продолжитсльность разложения, сск., при тсчпсратуре, С
400
450
650
670
начало
консц
консц
конец
конец
начало
О, '15
0,9
1,2
18
88
56
25
93
135
6
20
27
4
8
11
16
35
54
6
18
9
12
22
9
Однако уменьшение углеродом устойчивости аустенита в перлитной
области вполне возможно и в доэвтектоиднои стали за счет обогащен-
ного углеродом и легирующими элементами межкристаллитного слоя
аустенита, особенно если легирующие элементы уменьшают концентра-
цию углерода в эвтектоиде. Этим, по-видимому, объясняется явная тен-
денция к увеличению первого максимума разложения аустенита в пер-
литной области с увеличением содержания углерода (см. рис. 68).
Увеличение свободной энергии аустенита, вызванное выделением це-
ментита, должно, естественно, облегчить и перлитное разложение аусте-
нита. Этому должен способствовать и сам избыточный цементит. Но са-
моускорение процесса и в этом случае до некоторой степени ослабляется
возможностью диффузии углерода из объема зерна к поверхности раз-
дела фаз. Поэтому с понижением температуры, т. е. с увеличением сте-
пени переохлаждейия, по мере уменьшения скорости диффузии углерода
и обеднения угле~родом граничного слоя аустенита образование
перлита будет все больше облегчаться и, наконец, может стать единст-
венным процессом.
При перлитном разложении аустенита должны возникать за~роды-
ши и цементита и феррита. Образование зародыша цементита, увеличи-
вая свободную энергию аустенита и обедняя его граничный слой угле-
родом, облегчает образование зародыша феррита. Но рост зародыша
феррита через некоторое время должен прекратиться из-за уменьшения
свободной энергии аустенита и обогащения его граничного слоя углеро-
дом. Тогда должен образоваться новый зародыш. цементита и T. д., пока
не образуются перлитные колонии, растущие от границ аустенитного
зерна. Отсюда, в частности, следует, что при перлитном разложении
аустенита весьма велика роль скорости превращения у — а и тех факто-
ров, которые на эту скорость влияют, прежде всего — легирующих
элементов.
При рассмотрении влияния элементов на устойчивость
а ус тек и т а в ст а л и следует различать стали, легированные карби-
дообразующими элементами и элементами, не образующими ка~рбидов.
В сталях ~первой группы при сравнительно. небольших переохлаждениях,
соответствующих перлитному разложению аустенита, а именно в интер-
вале температур от Tp' до Тр по рис. 60, а, превращение начинается с
выделения соответственного специального стабильного карбида или
сильно обогащенного элементом цементита, так как только такой про-
цесс и приводит к уменьшению свободной энергии системы. В этом ин-
тервале температур все карбидообразующие элементы замедляют раз-
ложение аустенита, причем степень замедления определяется их влияни-

114 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
ем на В аз и Qввыражении (2), ,главным образом на величину а. Так
как при однотипной межатомной связи увеличение ее прочности в ре-
шетке образующейся фазы повышает,повврхностную энергию &l ;, то м
но полагать, что относительное замедление перлитного разложения
аустенита карбидообразующим~и элемента~ми должно усил~иваться с.
увеличением стойкости образуемых ими карбидов.
Экспериментально это подтверждается значительно более сильным'
влиянием молибдена и вольфрама по сравнению с хромом. Изучение
влияния элементов, образующих еще более стойкие карбиды, затрудня-
ется тем, что последние не переводятся в раствор при предварительном
нагреве, а некоторые из элементов, например титан, ванадий, цирконий,
могут быть частично связаны и в других труднорастворимых фазах.
В этом случае элемент может не только не повышать, но даже понижать
устойчивость аустенита, вследствие инициирующего действия стойких
фаз. В последнее время Л. И. 1~оган и P. И. Энтин {317] показали, что.
карбиды ванадия, ниобия, тантала, циркония, титана частично перево-
дятся в твердый раствор при 900 — 1000' в случае дополнительного вве-
дения в сталь 1,5 — 2,50/О Мп. При этом оказалось, что в марган~цовистой
стали, легированной перечисленными элементами, разложение аустени-
та в перлитной области начинается с выделения обогащенного ими це-
ментита, а скорость разложения сильно, понижается. Все же результаты
этих опытов, вследствие усложненного состава стали, а также возмож-
ного связывания элемента в других стойких фазах, еще не позволяют
судить даже о6 относительном количественном влиянии указанных
элементов. Следует только заметить, что при анализе многочисленных.
экспериментальных данных о количественном влиянии различных эле-
ментов необходимо учитывать их содержание в стали не в весовых, а в
атомных процентах.
С повыщением содержания в стали данного кар6идообразующего
элемента действие его усиливается, очевидно, не столько вследствие
увеличения времени диффузии, сколько вследствие изменения кристал-
лизационных параметров ~ и Q, гла~вным образом увеличения поверхно-
стной энергии &l ; в св з с изменен ем сост ва выделяющег ся карби
Может ли влиять на устойчивость аустенита в перлитной области в
стали, легированной кар6идоо6разующими элементами, скорость поли-
морфного превращения железа у~a? Следует полагать, что в случае
выделения избыточного карбида, т. е. в заэвтектоидной сяали, это влия-
ние будет мало, так как скорость процесса будет лимитироваться малой
скоростью образования зародыша карбида. При перлитном,же разложе-
нии значительную роль должна играть и скорость превращения у 2,
так как разложение аустенита начинается с образования зародышевых
колоний перлита. В этом случае должно, следовательно, сказываться
также влияние легирующего элемента на скорость превращения у — э ц„
усиленное против аддитивного действие двух легирующих элементов,
например, хрома и никеля, хрома и мар~ганца и т. п.
После перехода кинетическая кривой через максимум скорость раз-
ложения аустенита при данном содержании легирующего элемента
должна, как и для случая углеродистой стали, уменьшаться вследствие
уменьшения тепловой энергии движения атомов кТ с понижением тем-
пературы. Но, кроме того, по-видимому, заметную дополнительную роль
при этом играет и увеличение поверхностной энергии о с понижением
температуры. Изменение легирующим.элементом значений Q и о, веро-
ятно, и определяет его влияние не только на ход ниспадающей ветви
кинетической кривой, но и на температурную область повышенной устой-

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПБРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
чивости аустенита (рис. 57). При заметном увеличении элементом зна-
чений Q и 0 может понадобиться значительное дальнейшее переохлаж-
дение для того, чтобы уменьшить размер критического за~родыша, спо-
собного к дальнейшему росту.
При переохлаждении стали до температур ниже Т0" (рис. 60) ста-
новится термодинамичеаии возможным выделение ~цементита. Разность
свободной энергии против аустенита у системы феррит + цементит
меньше, чем у системы феррит + специальный карбид. Поэтому каза-
лось бы, что и в этом случае предпочтительнее должен был бы выделять-
ся специальный карбид. Однако известно [cM. 220 и др.], что в определен-
ных условиях образуются именно метастабильные фазы, хотя это со-
провождается отно с и тел ь но й, а не ма к си м а л ьн ой убылью
свободной энергии, так как во всех случаях новая фаза образуется та-
ким путем, которым для данных условий достигается максимально воз-
можная скорость п~ревращения. В рассматриваемом случае максималь-
но возможная скорость превращения достигается за счет выделения це-
ментита, так как работа образования его критического зародыша мень-
ше. Объясняется это. главным образом, тем, что цементит, как всегда
метастабильная новая фаза laM., например, 306], ближе к материнской
по составу, структуре и ориентации (луч~ше соблюдается 1принци~п ори-
ентационного, структур~ного и концентрационного соответствия новой
фазы исходной), чем специальный карбид, а это значительно уменьша-
ет поверхностную энергию а в выражении (2). Поверхностная энергия
понижена и потому, что прочность межатомной связи у цементита мень-
ше, чем у специального ка~рбида. В дальнейшем, во время изотермиче-
ской выдержки, стремление системы к м а кс им ал ь н о м у уменьше-
нию свободной энергии может привести к тому, что цементит за счет
процесса диффузии превратится в стабильный для данной стали кар-
бид. Этот процесс, естественно, будет продолжаться при выдержке и
после полного разложения аустенита.
Очевидно, однако, что цементит (нелегированный) — не единствен-
но возможная метастабильная фаза по отношению к специальному кар-
биду. Из схемы, приведенной на рис. 64, видно, что промежуточное по-
ложение между системами феррит+ цементит и феррит+ специальный
карбид в смысле убыли свободной энергии по отношению к аустениту
принципиально может занимать система феррит+ легированный цемен-
тит, т. е. цементит, в котором растворены легирующие элементы. Но кри-
тический зародыш легированного цементита образуется значительно
быстрее, чем зародыш специального карбида, по уже отмеченным при-
чинам, что уменьшает поверхностную энергию а. Поэтому в интервале
~емператур Т~ — Т~ (рис. 64), различном у разных сталей, кинетический
фактор может обусловить выделение не специального карбида, а мета-
стабильного легированного цементита, который при дальнейшей изо-
термической выдержке как до, так и после полного разложения аусте-
нита, за счет процесса диффузии превратится в специальный карбид.
Практически возможны разные случаи. Если в стали содержится
малое количество карбидообразующего элемента, так что легирован-
ный цементит является в ней стабильной фазой, то линия 4 на рис. 64
будет отсутствовать, и при разложении аустенита будет выделяться
только легированный цементит. В стали, содержащей большее количест-
во легирующего элемента, в интервале температур T2 — T3, наряду с ле-
гированным цементитом, в силу действия термодинамического фактора
может образоваться также некоторое количество специального карбида.
Наконец, если данный элемент очень мало растворим в цементите, то

J]Q ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
линия 8 на рис. 64 сильно сместится BBeipx, и преобладающей фазой бу-
дет специальный карбид. Все эти случаи наблюдались эксперименталь-
но разными исследователями на различных сталях [215, 317, 292, 319»
др.1. Заметим, что интервал температур T2 — Т, может охватывать и всю
перлитную область разложения аустенита, так как температура Т, мо-
жет лежать значительно выше этой области.
Чем ниже температура превращения, тем труднее реализуется тер-
модинамический фактор, т. е. стремление системы к м акси м алька Й
убыли свободной энергии, и тем более важную роль играет кинетиче-
ский фактор. Поэтому, если сталь переохлаждена до температур про-
межуточной области, ниже Тз (рис. 64), то разложение аустенита может
начинаться с выделения цементита, не содержащего или содержащего
очень мало легирующих элементов, что должно привести к ускорению
разложения аустенита. Собственно вернее было бы сказать наоборот,
Рис. 64. Схема изменения сво-
бодыой энергии аусте нита и
феррито-карбидных смесей с
температурой:
1 — аустенит; 2 — феррит + це-
ментит; 3 — феррит + легирован-
ный цементит; 4 — феррит + спе-
циальный карбид
Teanepamура
что именно стремление системы к превращению с ммааккссиимальной ско-
ростью и реализуется путем образования зародышей метастабильной, а
не стабильной или более стабильной карбидной фазы, когда это термо-
динамически не зап~рещено. Это же стремление может быть реализовано
и путем протекания превращения у а, хотя бы в виде «попытки», по
мартенситной кинетике.
В соответствии с этим и с учетом сказанного на стр. 106 п р о ц ес-
сы превращения аустенита в промежуточной обла-
с т и представляются нам следующим образом. В доэвтектоидных ста-
лях в верхней части этой области разложение аустенита, благодаря ки-
нетическому фактору, начинается с образования цементита. При этом
аустенит настолько обедняется углеродом, что становится возможным
и при этих температурах превращение у — ~а по мартенситной кинети-
ке. В нижней же части промежуточной области разложение может про-
текать с ббльшей скоростью, если оно начинается с превращения у с~
по мартенситной кинетике. Последнее должно означать, что ма~ртенсит-
ную точку не следует рассматривать как температуру, выше которой
протекание превращения по мартенситной кинетике вообще невозмож-
но, а лишь как такую температуру, ниж е которой мартенситная кине-
тика может быть реализована в данной стали б ез с а м о о тпуск а
м а р т е н с и т а, благода~ря совокупности факторов, на которые указал
Г. В. Курдюмов и которые подробней излагаются ниже. Высказывалось
также [368] обоснованное предположение, что очагами превращения мо-
гут служить малые участки аустенита, в которых концентрация углеро-
да отклоняется от среднего ее значения.
Обогащение же аустенита углеродом в нижней части промежуточ-

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛА7КДЕННОГО АУСТЕНИТА
117
ной области, по нашему мнению, является не причиной, а следствием
превращения у ~& t; по мартенсит ой кинети е. ри э их температу
диффузия протекает еще со скоростью, достаточной для того, чтобы мог
произойти самоотпуск мартенсита. Углерод, пересыщающий образую-
щуюся а-фазу, выделяется из нее одновременно двумя возможными спо-
собами: образованием карбида и диффузией в окружающий аустенит,
обогащая последний. С понижением температуры изотермы и уменьше-
нием возможности диффузии роль последней становится все меньше,
вследствие чего аустенит все менее обогащается углеродом (рис. 62).
При этом главным способо~м удаления углерода из пересыщенной им
а-фазы становится выделение все более дисперсного карбида. Поэтому
структура стали после изотермической выдержки в нижней части проме-
жуточной области представляет собою смесь феррита с высокодисперс-
нььм кар~бидом в отлич~ие от грубодиоперсной игольчатой структуры
у стали, обрабатывавшейся в верхней части этой области. Последняя
сталь обладает поэтому и более низкими значениями пластичности
и вязкости., чем первая.
Влияние л егир ую щи х э л е м ентов на степень обогащения
аустенита углеродом, по нашему мнению, связано с их влиянием на об-
ласть ч.диаграммы состояний и на устойчивость мартенсита против от-
пуска. Элементы, расширяющие область существования а-фазы, силь-
нее вытесняют углерод из феррита. Как известно, такие элементы при
диффузионном насыщении ими на~ружного слоя стали оттесняют угле-
род по фронту диффузии внутрь. Этим, по-видимому, и объясняется то
обстоятельство, что наибольшее обогащение остаточного аустенита уг-
леродом наблюдается у сталей, легированных алюминием, кремнием,
ванадием, молибденом, причем кремний влияет в этом направлении сла-
бее алюминия (рис. 62), по-видимо~му, потому, что он увеличивает устой-
чивость мартенсита против отпуска. Хром, замыкающий область у при
больших концентрациях, и на обогащение аустенита углеродом влияет
слабее, хотя и сильнее никеля (с учетом большего содержания послед-
него в стали, см. рис. 62).
С повышением содержания уплерода в стали превращение по мар-
тенситной кинетике и в нижней части промежуточной облаcти становит-
ся все менее возможным без предварительного выделения карбида. Вы-
деление же карбида из аустенита в возрастающем количестве постепен-
но компенсирует обогащение аустенита углеродом, диффундирующим
в него из пересыщенной а-фазы, а в заэвтектоидной стали остаточный
аустенит оказывается уже о б е д н е н н ы м углеродом.
Ускорение процесса разложения аустенита в промежуточной обла-
сти по сравнению с очень малой скоростью процесса в зоне устойчиво-
сти и является причиной появления резко выраженного второго макси-
мума на кинетической кривой (рис. 57) для стали, легированной кар-
бидообразующими элементами. В сталях же, легированных элементами,
не образующими карбидов, разложение аустенита и в перлитной обла-
сти может начинаться только с выделения цементита. При переходе
к верхней части промежуточной области, где разложение также начи-
нается с выделения цементита, можно, следовательно, ожидать замет-
ного ускорения процесса только за счет протекания превращения у ~ и
по мартенситной кинетике. Особенно значительное уско~рение должно
было бы наблюдаться в нижней части промежуточной области в сред-
неуглеродистых сталях, где процесс начинается с превращения у — +a
по мартенситной кинетике.-В действительности, однако, вызванное этим
обстоятельством ускорение процесса невелико. Объясняется это, по-ви-
димому, тем, что при данных температурах быстро нарушается коге-

) 18 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
рентность ~решеток ч и а, и образовавшийся кристаллик мартенсита мо-
жет дальше расти только после того, KBK из него выделится углерод, что
приведет к уменьшению его удельного объема и доли упругой энергии
E на границе мартенсит — аустенит (по теории Г. В. Курдюмова). Нару-
шением когерентности, по-видимому, объясняется [312] и усиление тор-
можения изотермического промежуточного превращения с повышением
температуры изотермы.
«Промежуточное» положение занимает марганец, карбид которого
в стали существует не в самостоятельном виде, а образует твердые
растворы в цементите. Однако и по сравнению с таким твердым раст-
вором нелегированный цементит или цементит, в котором растворено
незначительное количество мартанца, является метастабильной фазой.
Поэтому и в мар~ганцевой стали нормально на~блюдается резкий второй
максимум на кинетической кривой.
Ри]с. 65. Влияние кремния на скорость
изопермичеакого разложения переох-
лаждвнвого аустенита в перлитной и
а праммяутояпой областях. Пйяппаря
тельный нагрев 830:
— сталь с 0,97% С, 0,47бйй М& t; 0,07 йй
0,8% CI, 0,16е/о Мо — — — сталь с 1,01% С,
0,47% Мп, 0,49% Si, 092% Gr, 0,16% Мо
5' N 20 50 фО 200
бремя, сек.
В обоих случая, т. е. когда разложение аустенита начинается с вы-
деления цементита или с превращения у а, в промежуточной области
должна в аз р асти роль скорости превращения ч-~ а. Большое зна-
чение приобретает при этом изменение относительной термодинамиче-
ской устойчивости фаз у и ц легирующими элементами, так как послед-
ние почти не влияют на кристаллизационные параметры цементита. Это
означает, что элементы, не î б р а зующие карбидов, должны
влиять на скорость:разложения аустенита и в промежуточной области
подкритических температур TBK же, как H на скорость полиморфного
превращения железа, что и подтверждается для никеля, кобальта и др.
Кремний, как можно видеть из рис. 65 [82], в промежуточной области
сильнее уменьшает скорость разложения аустенита, чем B перлитной,
что можно объяснить увеличением им устойчивости ма~ртенсита против
отпуска.
К а р б и д о о б р а з у ю щ и е э л е м е н т ы, введение которых в
сталь вызывает появление резкого второго максимума скорости разло-
жения аустенита (в промежуточной области), при дальнейшем увеличе-
HHH их содержания в стали также должны влиять на величину этого
максимума в основном в соответствии с их влиянием на скорость пре-
вращения у — ь а. И действительно, например, хрож и особенно марганец
сильно уменьш~ают величину второго максимума, как можно видеть из
рис. 66 и 67 Ибб]. При этом марганец, который и в перлитной области
замедляет разложение аустенита главным образом за счет торможения
полиморфного превращения железа, уменьшает скорость разложения
аустенита в промежуточной области лишь несколько слабее, чем в пер-
литной. Хром же, как и следовало ожидать, примерно в два раза сла-
бее, так как в перлитной области:он замедляет превращение не только
за счет торможения полиморфного превращения, но и вследствие вы-
деления специального ка~рбида хрома или сильно обогащенного хромом

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
1
'цементита. Вольфрам и особенно мо
схемой рис. 63, должны оказывать
марфного превращения, практически
нита в промежуточной области,
хотя в перлитной области сильно
тормозят этот процесс за счет вы-
деления специальных карбидов.
Наблюдается также усиление
действия элементов, например,
хрома и никеля, против аддитив-
ного на устойчивость аустенита в
промежуточной области [см. 166].
У г л е р о д должен умень-
шать скорость разложения аусте-
нита в промежуточной области.
как и превращения у-~ а. муроме
того, с повьгшением содержания
углерода в аустените увеличива-
ется время, необходимое для диф-
фузионного выделения его из об-
разующейся по мартенситной ки-
нетике а-фазы. что по нашему
предположению увеличивает дли-
тельность инкубационного перио-
да при промежуточном превраще-
нии. По этой причине в промежу-
точной области, в отличие от пер-
литной, растворенный углерод
должен замедлять разложение
либден, которые, в соответствии со
слабое влияние на скорость поли-
не замедляют и разложение аусте-
'. 5!27
ь ФД7
1
Ъ
w& t;
Ъ
0
Л7 Ю И 80 EU
Разложение ауеппниааз(за 5иин), %
Рис. 68. Влияние углерода на раз-
ложеыие аустенита в промежуточ-
ной области в хромокремнемарган-
цов истой стали
Ы
~ ®
Л 40 И gg ggg
Разтженое аустеното
Ра 30nug, g
Рис. 67. Влия~ние марганца на
разложение аустенита в про-
межуточной области в стали с
0,440,46% С
0
0 Ю 40 60 80 Ю0
Разложение ауапеншпа(гаоман), й
Рис. 66. Влияние хрома на
разложение ауствнита в про-
межуточной области в стали
с 0,38 — 0,4% С
аустенита и,в заэвтектоидной стали, как это и следует из табл. 10. Из
рис. 681166] для хромокремнемарганцовистой стали видно, что повыше-

]QQ ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
ние содержания углерода с 0,12 до 0,5Р/р привело к уменьшению коли-
чества распавшегося за 5 мин. аустенита в промежуточной области во
много десятков раз. Таким образом, углерод (растворенный в аустени-
те) — один из наиболее действенных факторов, способствующих умень-
шению скорости разложения аустенита в промежуточной области.
Б. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ И
КОЛИ iECTBP ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТА
Вопрос о лрироде мартенсита и особенностях кинетики его образо-
вания занимал крупнейших металловедов всех стран со времени гени-
альных открытий Д. К. Чернова и еще около четверти века назад был
в числе наиболее загадочных. Этот вопрос огромной теоретической
и практической важности был выяснен с удовлетворительной для совре-
менного состояния металловедения полнотой главным образом в рабо-
тах двух говетских научных школ: уральской металловедческой школы,
созданной С. С. Штейнбергом, и металлофизической школы, Воз-
главляемой Г. В. Курдюмовым. Мы не будем подробно останавли-
ваться на результатах этих работ, так как они излагаются в основных
учебниках металловедения и термической обработки, а отметим только
важнейшие черты мартенситного превращения.
В соответствии с теорией, развиваемой в последние годы Г. В. Кур-
дюмовым и его школой и поддерживаемой теперь многими зарубежны-
ми исследователями, процесс образования мартенсита не является пре-
вращением особого рода, как считали раньше, и его следует рассматри-
вать как фазовое превращение в однокомпонентной системе, регулируе-
мое законами, вытекающими из обшей теории фазовых превращений. Оо-
разование мартенсита, независимо от того; протекает ли этот процесс в
стали, в «безуглеродистых» железных сплавах. в цветных сплавах или в
«чистых» металлах, происходит путем возникновения зародышей крити-
ческого размера и последующего их роста. Мартенситное превращение,
если оно совершается при достаточно низких температурах, может также
полностью или частично переохлаждаться, причем в этом случае превра-
щение переохлажденного аустенита в мартенсит происходит при после-
дующем медленном нагреве. Наконец, мартенситное превращение проис-
ходит и изотермически. Это иллюстрируется рис. 69 [320], где по оси ор-
динат отложена так называемая приведенная скорость превращения
(количество образовавшегося мартенсита, выраженное не в абсолютных
процентах, а в процентах от того количества его, которое может обра-
зоваться при данной температуре в соответствии с мартенситной кривой
для данной стали). Отсюда видно, что кинетическая кривая изотермиче-
ского превращения аустенита в мартенсит имеет С-образную форму с
максимумом, как и для обычных фазовых превращений, в том числе
для превращений аустенита в перлитной и промежуточной областях. Ти-
пичная С-образная кривая изотермического образования чаргснсита
показана также на рис. 70 для сплава железо-никель-марганец прибли-
зительно такого же состава, что на рис. 69, по данным зарубежного ис-
следования [326].
Положение максимума на кинетической кривой и его величина за-
висят от положения мартеноитной точки сплава. Когда мартенситная
точка сплава лежит при +5, максимум на кривой соответствует тем-
пературе — 50' (рис. 69). В другом случае, когда сталь имела мартен-
ситную точку +150', максимум на кинетической кривой соответствовал
району комн;п1ных температур и неизмеримо большей скорости пре-
вращения [325].

121
ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
Особенности же мартенситного превращения, отличающие его от
других фазовых превращений. связаны с тем, что оно протекает в упру-
гой анизотропной среде с высоким пределом упругости и при низких
температурах, и заключаются в следующем:
1. При температурах ниже мартенситной точки для данной стали
зародыши образуются и растут с очень большой скоростью.
2. Мартенситный кристалл растет только до определенных разме-
ров, после чего его рост преиращается.
3. При изотермической выдержке образуется ограниченное коли-
чество зародышей, а следовательно, и ограниченное количество мартен-
сита. С этим связано, по-видимому, и хорошо известное явление стаби-
лизации аустенита при остановке охлаждения. Стабилизация аустенита
понижает температуру начала превращения при его возобновлении
уменьшает количество образующегося при этом мартенсита. В послед-
нее время установлено, что выдержка стабилизирует аустенит и против
обратного превращения, а также, по-вид~имаму, и против последующего
высокого' отпуска (см. стр. 457).
с
Р -00
Ь
:» -юа
~~ -~го
& t;
у -ЮО
t -ЮО
-2М
ГЖ®
Я7 ЮО
Яр~нд мои.
-4д -80 -~20-16ä 5 Ю Я7 ЮЙ7
Температура, 1
L! '1'(
Рис. 69. Начальная при- Рис. 70. Кривая изотермического образавания
веденная скорость превра- мартенсита для сплава железо-.никель-марга-
щения в зависимости от нец
температуры для сплава
железа с 23% Ni u
3,4% Мп
Первая особенность ма~ртенситного превращения, согласно пред-
ставлениям Г. В. Курдюмова, объясняется тем, что здесь имеет местО
только переупаковка атомов, которая происходит 3BKQHGMepHO Не за
счет обмена атомов местами, а путем смещения их относительно друг
друга на расстояния порядка междуатомных. Кристаллы мартенсита
растут острием иглы вперед, причем на межфазовой поверхности сохра-
няется когерентн ть, . е. Упругая связь ме ду Обеими решетками [94]
Вследствие этого энергия активации мартенситного превращения очень
мала. Расчет по выражению (2) для области температур, где она игра-
ет главную роль, т. е. ниже максимума С-кривой на рис. 69 и 70, дает
для нее величину, колеблющуюся в пределах 600 — 1000 — 1400 кал(г-атом
[94, 325], т. е. почти на два порядка меньше, чем для диффузионных про-
цессов. Все это и приводит к протеканию превращения с очень большой
скоростью. Вернее было бы сказать, что упоминавшееся выше стрем-
ление системы к превращению с максимальной скоростью и реализует-
ся за счет указанных кинетических факторов, когда они могут себя
проявить.
Однако направленное перемещение атомов и сохранение когерент-
ности, будучи фактором, способствующим большой скОрОсти роста мар-
тенситной «иглы», в то же время обусловливает и вторую особенность

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ HA ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
иартенситного превращения. Дело в том, что при этом вокруг мартен-
ситного кристалла возникает поле упрупих напряжений, и свободная
энергия системы возрастает. Таким образом, общее изменение свобод-
ной энергии системы в этом случае будет состоять из уменьшения объ-
емной свободной энергии и увеличения поверхностной энергии не толь-
ко за счет образоэания поверхности, раздела, но и за очет упругой энер-
гии, т. е.
hF = — ЛРр+ aS+ Е.
При достижении кристаллом мартенсита определенного размера
увеличение свободной энергии системы за счет третьей составляющей Е
может скомпенсировать уменьшение объемной свободной энергии. Тог-
да рост мартенситного кристалла превратится, и последний будет на-
ходиться в неустойчивом равновесии [94, 3271. В этом случае только по-
нижение температуры может вызвать дальнейший рост кристалла за
счет увеличения AF„; повышение же температуры и, следовательно,
уменьшение ЛР должно приводить к уменьшению кристалла. Такое яв-
ление действительно наблюдалось [328] в,некоторых алюминиевых брон-
зах, в которых его можно было экспериментально фиксировать.
Третья особенность мартенситного превращения, т. е. образование
ограниченного количества зародышей при изотермической выдержке,
и связанная с этой особенностью проблема стабилизации аустенита по-
ка еще не имеет объяснения. От предложенной Г. В. 1&lt;урдюмов ~м т
рии «замороженных» флуктуаций концентрации, согласно которой пре-
вращение начинается в областях, обедненных растворенным элементом,
и прекращается при данной температуре после исчер~пания таких обла-
стей, автор отказался в связи с тем, что это явление наблюдается и при
мартенситных превращениях в чистых металлах.
Мы склонны считать, что третья особенность мартенситного пре-
вращения, а также стабилизация аустенита при остановке охлаждения,
связаны с ролью межкристаллитного слоя аустекита. Если принять,
в соответствии с нашими представлениями, что межкристаллитный слой
аустенита при нагреве обогащается содержащимися в стали элемента-
ми, то степень этого обогащения, очевидно, будет наименьшая в зоне
слоя,,прилегающего к зерну, где порядок в расположении атомов при-
6лижается к внутризерепному, и наибольшая — в его средней за~не с наи-
менее упорядоченным расположением атомов. Каждая зона межкри-
сталлитного слоя должна иметь свою мартенситную точку М, которая
может быть и меньше и больше и равна мартенситной точке самого зер-
на. Действительно, увеличение степени легированности, как правило,
понижает точку M. Повышенная же свободная энергия межкристаллит-
ного слоя, как видно из схематического рис. 73, приводит K повышению
точки M. Таким образом, межк~ристаллитный слой аустенита представ-
ляет собою «набор зон с разными мартенситными точками». Естествен-
но поэтому, что каждая зона этого слоя будет вести себя как при не-
прерывном охлаждении, так и при изотермической выдержке, в соот-
ветствии с положением своей мартенситной точки.
Стремление системы к превращению с максимальной скоростью
при мартенситно~м превращении, как и при других фазовых превраще
ниях, реализуется и за счет того, что большое, если не наибольшее, ко-
личество зародышей мартенсита образуется на границе зерна'. В слу-
чае непрерывного охлаждения с не слишком большой скоростью почти
1 В дальнейшем аналогичную роль может играть поверхность образовавшейся
мартенситной иглы.

123
ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
все зоны слоя будут реализованы как «поставщики» зародышей при со-
ответствующих температурах. При изотермической же выдержке роль
зародышей, способных расти по определенным направлениям зерна, да-
вая мартенситную пластину или «иглу», могут выполнять только груп-
пы атомов в зонах, мартенситная точка которых равна мартенситной
точке самою зерна. Когда таиие зародыши будут исчерпаны, прекра-
.тится и дальнейшее изотермическое образование мартенсита. Атомы в
зонах межкристаллитного слоя, имеющих более низкую мартенситную
точку, чем само зерно, е щ е не смогут стать зародышами, а в зонах,
иартенситная точка которых выше, чем у зерна, уже не смогут слу-
жить зародышами, так как они превратятся в мартенсит внутри самой
зоны при температурах выше и ниже температуры изотермической вы-
держки, ибо это приведет к максимальному понижению свободной
энергии.
Возможные последствия таких процессов для изотермического оо-
разования ма~ртенсита и стабилизации аустенита в различных случаях
иллюстрируются рис. 71. Линии а&g ;, ,, аа представл ют со ою кри
.Рис. 71. Схема, поясняющая предпо-
ложевие о возможной роли межкри-
сталлитного слоя (границ зерен} ау-
стенит,а в третьей особенности мар-
твнситного превращения
~г ~ ~з
Температура
скорости превращения мартенсита для разных зон межкристаллитного
слоя: жирная линия а — такую же кривую для самого зерна, которая
может относиться и к одной из зон межир~исталлитного слоя. Пунктир-
ные кривые b и b, показывают количество мартенсита, образующегося
изотермически в объеме зерна.
Если сталь выдерживать в интервале температур MI — М, то изо-
термическое превращения мартенсита в объеме протекать не будет,
а аустенит будет стабилизироваться, так KBE во время выдержки потен-
циальные зародыши в одной из зон межкристаллитного слоя по линиям
а, полностью или частично превратятся в мартенсит и при дальнейшем
охлаждении зародышами служить не смогут. При выдержке в интерва-
ле температур М — Ms будет протекать изотермическое п~ревращение
мартенсита в объеме, причем количество образующегося мартенсита
будет сначала увеличиваться и затем уменьшаться по кривой Ь. Одно-
временно и стабилизация аустенита сначала будет усиливаться, а затем
относи тельно уменьшаться, когда потенциальные зародыши в зо-
не межкристаллитного слоя будут превращаться в мартенсит, теряя
свою активность, по правой, ниспадающей ветви кривой а&g ;. Выдер
в интервале температур Ма — C может снова привести к изотермическо-
му образованию по правой сплошной ветви а некоторого количества
мартенсита, указываемого кривой bI, причем это будет сопровождаться
дальнейшим усилением стабилизации аустенита за счет превращения
в мартенсит зародышей в зоне межюристаллитного слоя по левой ветви
кривой а,. Наконец, выдержка при температуре ниже C вызовет только

]$4 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ КА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
дальнейшее усиление стабилизации аустенита, а изотермическое обра-
зование мартенсита протекать не будет. Следует ожидать, что вследст-
вие повышенной свободной энергии в межкристаллитном слое может
частично происходить разложение аустенита и во время низкого отпуска
стали п~ри таких температурах, при которых остаточный аустенит в объ-
еме зерна еще не разлагается, что также должно усиливать и действи-
тельно усиливает стабилизацию аустенита в объеме.
Рассмотренная общая схема позволяет более или менее удовлетво-
рительно объяснить как общие положения, относящиеся к стабилизации
аустенита, установленные А. П. Гуляевым, П. П. Петросяном и др. [329,
330], так и многочисленные частные случаи, отмеченные рядом совет-
ских и зарубежных исследователей [326, 335]. Так, например, из этой
схемы следует, что чем больше образовалось мартенсита, тем стабиль-
ней должен быть оставшийся не превращенным аустенит, так как неис-
пользованные в процессе превращения потенциальные зародыши в меж-
кристаллитном слое будут «потеряны», превратившись в мартенсит внут-
ри слоя. В соответствии со схемой у сталей, содержащих большое коли-
чество элементов, сильно понижающих мартенситную точку, температу-
ра, ниже которой наблюдается стабилизация аустенита при остановке
охлаждения (точка М,), может быть ниже мартенситной точки М, так
как и зоны межкристаллитного слоя, обогащенного такими элементами,
будут иметь низкие мартенситные точки. Сохранением болыиого коли-
чества потенциальных зародышей в межкристаллигном слое можно объ-
яснить также приводимые ниже (см. рис. 77) данные А. П. Гуляева
и А. П. Акшенцевой [338]. В их работе найдено, что у стали Х12Ф1, у ко-
торой после охлаждения до — 196' со скоростью 500'С/мин получилось
меньше мартенсита, чем после охлаждения со скоростью 5 — 50' С/мин,
во время изотермической выдержки ~при эгой тем~пературе и при после-
дующем обратном нагреве до комнатной температуры мартенсита полу-
чилось больше, наоборот, в случае большой скорости охлаждения.
То, что и в «чистых» металлах при изотермической выдержке oh-
разуется ограниченное количество зародышей мартенситнои фазы, с рас-
см атриваемой точки зрения вполне встественно, так как межкристал-
литный слой исходной фазы при предшествующем нагреве обогащается
примесями, содержащимися .в «чистых» металлах в достаточном коли-
честве. Естественно также, что процессы, вызывающие стабилизацию
аустенита, не обнаруживаются при изучении аустенита различными
методами.
Другая теория MBpTeHcHTHoro превращения, которую в СССр раз-
уляев [340 341
модинамических предпосылок, но ее сторонники продолжают считать,
что процесс образования мартенсита не является обычным термическим
превращением, та~к как оно протекает и при таких температурах, как
4 — 20'К. Согласно этой теории, мартенситное превращение совершается
путем закономерной перестройки атомов без обмена, местами, но при
этом происходит перемещение атомов на расстояния, значительно пре-
восходящие междуатомные. Энергия, необходимая для преодоления по-
тенциального барьера при образовании мартенсита, покрывается не за
счет флуктуаций, а за счет пластической деформации, вызываемой на-
пряжениями, возникающими в аустените при понижении температуры.
Таким образом, в этой теории нап~ряжениям отводится в е д у щ а я
р ол ь в мартенситном превращении, и с этих позиций рассматриваются
все присущие ему особенности.
Мы не можем здесь заняться подробным рассмотрением обеих тео-
рии, так как это увело бы нас слишком далеко от основной темы. Огра-

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛА)КДЕННОГО АУСТЕНИТА
125
,ГОО
02 ОФ ~б 08 &l ;0 /2 l 4' ~б
Содержа~ие умв~цда, Р~
Рис. 72. Влияние углерода на положение то-
чек ~И„, М~ и М~ по данным разных и]ссле-
дователей
ничимся поэтому только двумя замечаниями. С одной стороны, теорети-
~ еский анализ Б. Я. Любава и д~р. [344] показывает, что с учетом кванто-
вых эффектов протекание мартенситного превращения вблизи абсолют-
ного нуля не запрещено и 'с точки зрения «тепловой» теории. С другой
стороны, не следует недооценивать и роль напряжений, так как мартен-
ситное превращение связано с очень малыми энергиями, вследствие че-
го энергия напряжений здесь также играет существенную, если и не до-
минирующую, роль, что, впрочем, никем и не оспаривается.
Из всего сказанного следует, что и нормальные и «аномальные» яв-
ления при мартенситном превращении связаны в значительнои степени
с положением мартенситной точки М, т. е. температурой начала мартен-
."итного превращения. Поэтому и влияние элементов на мартенситное
превращение определяется прежде всего их влиянием на положение
мартенситной точки M. Важное
практическое значение имеет
и температура конца мартен-
ситного превращения М, хо-
тя в физическом смысле, в свя- gag
зи с механизмом протекания ~
процесса, эта характеристика
скорее условная, и в зависимо- ~~
сти от скорости охлаждения ~
)Ю
значение ее может колебаться 8. 200
Ъ
в значительных пределах. Од- е
с
како температура ~И, также ~
находится в известной зависи-
мости от точки М.
Наиболее сильно на поло-
жение мартенситной точки
влияет у r л е р о д, растворен-
ный в аустените. Если углеро
дистая заэвтектоидная сталь
будет нагрета перед закалкой
до температуры ниже Ac„„cpm
которой часть карбидов будет
находиться вне раствора, то точка М будет соответствовать содержанию
углерода в аустените при выбранной температуре нагрева, которое может
быть определено по диаграмме состояний Fe — С. Степень понижения
точки М углеродом видна из приведенных на рис. 72 [335] данных раз-
ных исследователей, сопоставленных М. С. Чаадаевой. Внесенная нами
дополнительно верхняя линия представляет собою наиболее высокие зна-
чения точки М по систематизированным В. Г. Воробьевым [335] резуль-
татам различных более поздних исследований, в которых применялись,
по-видимому, более чувствительные методы ее определения. Там же при-
ведены ориентировочные значения температуры конца превращения М»
и температуры М„ниже которой наблюдается стабилизация аустенита
при остановке охлаждения.
В. gI. Садовский и М. В. Якутович [126] высказали предположение,
что начало мартенситного превращения связано с достижен~ие~м опреде-
ленного, «критического» значения периода решетки аустенита. Углерод
закономерно увеличивает период решетки аустенита. Вследствие этого
при охЕаждении аустевита и уменьшении его междуатомных расстоя-
ний «критическое» значение периода решетки будет достигнуто при тем
более низкой температуре, чем выше содержание углерода в аустените.

126 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Аналогичную точку зрения С. Ф. Юрьев [349] распространяет и на леги-
рованный аустенит, полагая, что мартенситное прев~ращение аустенитв
начинается при достижении последним Определенного удельного объ-
ема. Поэтому элементы, уменьшающие коэффициент теплового расши-
рения аустенита, должны понижать мартенситную точку, и наоборот.
Эксперименталъно количественное влияние легирующих элементов.
на положение мартенситной точки было впервые изучено в работе совет-
ских исследователей В. И. Зюзина, В. Д. Садовского и С. И. Баранчук
[1241. Результаты этой работы и повторенных ими работ были использо-
ваны американскими исследователями [125] для построения эмпириче-
ских формул. позволяющих вычислить мартенситную точку стали по ее
химическому составу. Из данных Зюзина и др. следует, что к о б а л ь т
и еще сильнее а л ю м и н и й повышают мартенситную точку, к р е м-
ний практически не влияет, а все остальные элементы пони-
жают ее, причем количественное влияние элементов приблизительно
следующее (на 1 весовой процент легирующего элемента):
А1
Элемент..... Mn Cr V Мо Си Со
Смещение точки М
'С....... — 45 — 35 — 26 — 30 0 — 25 — 7 +12 +18
При пересчете содержания элементов на атомные проценты оказы-
вается, что кобальт, как и следовало ожидать по изложенным ниже при-
чинам. повышает мартенситную точку сильней. чем алюминий.
Однако исследование Зюзина и др. проводилось на стали, содержа-
щей 0,9 — 1,0 С (в алюминиевой стали содержалось 0,76'/р С). Для
более широкого диапазона содержания углерода количественное влия-
ние элементов мажет быть иным. В частности, при меньшем содержа-
нии углерода, как это следует из теоретических соображений и под-
тверждается экспериментально [cM. 1251, легирующие элементы долж-
ны влиять слабее. А. А. Попов [2961 предложил следующую формулу
для определения положения мартенситной точки М стали со средним
содержанием углерода:
M = 520 — 320 С — 45Мп — 30Cr — 20Щ + Мо + Си — 5Si,
где С, Мп, Cr и т. д. — содержание соответствующего элемента, '/0 (вес.).
Результаты расчетов по этой формуле в большинстве случаев хорошо
согласуются с опытны~ми данными.
Причина влиян~ия углерода и легирующ~их элементов на положение
мартенситной точки, в соответствии с нашими представлениями, должны
заключаться главным об~разом в изменении ими относительной термоди-
намической устойчивости фаз у- и а-Fe. поскольку мартенситное пре-
вращение и представляет собою у — ~а-превращение, с учетом условий,
в которых оно протекает.
На схематическом рис. 73 кривые А и Ф показывают изменение сво-
бодной энергии аустенита и феррита с температурой. Точка пересече-
ния этих кривых соответствует равновесной температуре превращения
аустенит — феррит То. Для мартенсита, свободная энергия которого боль-
ше, чем у феррита, 'изменение свободной энергии с температурой харак-
теризуется кривой M. Точка пересечения кривых А и М соответствует
равновесной температуре превращеняя этих фаз Т, которая несколько
выше мартенситной точки. Очевидно, что легирование у-фазы элемен-
том, уменьшающим ее свободную энергию, сместит кривую А в положе-
ние А~, и мартенситная точка понизится до Т~. Элемент, увеличивающий
свободную энергию а-фазы, сместит кривую М в положение М1, что так-
же приведет к понижению мартенситной точки до Тз. Наконец, элемент,

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛА)КДЕННОГО АУСТЕНИТА
127
То
смещающий одновременно кривую для у-фазы в положение А1, а кри-
вую для а-фазы — в положение 1lf&g ;, дол ен пониз ть мартенсит ую т
ку до температуры Т4. Наоборот, элемент, смещающий кривую измене-
ния свободной энергии для у-фазы в положение А2 или кривую для а-фа-
зы вниз, должен повышать мартенситную точку, например с Т до Т2.
При сопоставлении влияния элементов на относительную устойчи-
вость у- и а-Fe, вытекающего из химического взаимодействия их атомов
с атомами железа (см. стр. 110), с их влиянием на положение мартен-
ситной точки, например по эмпирической формуле А. А. Попова,,можно
видеть вполне удовлетворительное соответствие. Наиболее сильно уве-
личивает относительную устойчивость у — ~а-фаз угл ер од. Соответ-
ственно и мартенситная точ-
ка понижается углеродом
наиболее сильно (в пересче-
те на 1 атомный процент его
влияние на точку М будет
примерно в 4,5 раза меньше, Д Р~,
чем это следует из эмпири- !
ческой формулы для 1 весо-
1 ~À
ваго процента). Яалее сле- 1
2
дуют в порядке уменьше- ф
L
ния влияния марганец, «~ ~ !
хром, никель и крем-
&
ний. Молибден (и
Ф
в о ë ь ф р а м), практически
T4 Tf TJ Т Tg
не влияющий на превраще-
Темпепатурп
ние у —. о., не изменяет или
почти не изменяет и положе- pic. 73. (х~ма изменения свободной»ергии
ния мартенситной точки. аустеннта, ферр~ита и MàðTåHñHTà
Кобальт и слабее алю- ратурой
м и н и й (в пересчете на
1% (атомы.), ускоряющие полиморфное превращение у- а, повышают
мартенситную точку в том же порядке последовательности.
Учитывая, что при легиро~вании железа одновременно несколькими
элементами их воздействие на превращение у — &g ;а отклоняе ся от ад
тивного, едва ли можно ожидать аддитивность их влияния и на положе-
ние ма~ртенситной точки. Это следует иметь в виду при пользовании эм-
пирическими формулами для ее определения.
Содержание углерода H легирующих элементов, т. е. «Основной»
xHMIHческий состав стали (вернее аустен~ита) — главный фактор, опре-
деляющий положение ее мартенситной точки, но оно может зависеть,
прямо или косвенно, и от некоторых других факторов.
Прежде всего, для мартенситнои температуры, как и для продол-
жительности инкубационного периода при изотермическом разАожении
аустенита в перлитной и в промежуточной области, цри прочих равных
условиях могут быть найдены различные значения в зависимости от
чувствительности установки, при помощи которой она определяется. По-
вышение чувствительности установки обычно ведет к тому, что начало
мартенситного превращения обнаруживается на более ранней стадии.
06 этом упоминалось при рассмотрении рис. 72.
К другим фактора~м, которые принципиально могут влиять на поло-
жение мартенситной точки, относятся: скорость охлаждения, темпера-
тура нагрева для закалки и'величина аустенитного зерна. Однако и «те-
пловая» и «сдвиговая» теории мартенситного превращения позволяю'."

12Я ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
считать, что каждый из этих трех факторов может одновременно вызы-
вать процессы, которые должны изменять положение мартенситной точки
в разных направлениях. А так как роль таких процессов может быть
0 разных сталях разная как количественно, так и качественно, то именно
этим можно объясн~ить чрезвычайную противоречивость эксперименталь-
ных данных о действительном влиянии перечисленных факторов на поло-
кение мартенситной точки [см. 359, табл. 1; 364 и др.l.
Так, например, увеличение скорости охлаждения усиливает 'возни-
кающие в изделии термические напряжения, увеличивающие свободную
энергию аустенита, что должно повышать мартенситную точку, как это
следует из рис. 73. С другой стороны, в некоторых сталях, имеющих низ-
кую мартенситнук~ точку, она при большой скорости охлаждения можег
с~ыть несколько переохлаждена. Влия~ние скорости охлаждения можег
сказаться и косвенно в связки с тем, что частичное разложение аустенита
в промежуточной области приводит к понижению, а в перлитной области,
как правило, — к повышению мартенситной точки [128, 129, 131, 368].
Понижение мартенситной точки в результате частичного разложения
аустенита в промежуточной области можно объяснить тем, что в этом
случае карбидная фаза представляет собой цементит, а оставшийся
аустенит обогащен легирующими элементами. При частичном же разло
жении аустенита в перлитной области карбидная фаза представляет со-
бой специальные карбиды или легированный цементит, связывающие,
следовательно, значительное количество легирующих элементов, что
ведет к обеднению ими оставшегося аустенита и повышению его мартен-
ситной точки [1191. Если превращение прошло частично в нижней части
промежуточной области, то понижение мартенситной точки может быть
обусловлено обогащением аустенита углеродом. Имеются также, как уже
упоминалось, обоснованные попытки [368] учесть отклонения концентра-
ции углерода от среднего ее значения в малых участках аустенита, яВ-
ляющихся очагами зарождения перестройки решетки. При наличии та-
ких отклонений в промежуточной области превращаются участки ау-
стенита, обедненные углеродом, а обогащенные им и имеющие поэтому
более низкуlo:~àðòåíñèòíóþ точку остаются. А так как выделение цемен-
тнта приводит, наоборот, к обеднению аустенита углеродом, то в резуль-
тате мартенситная точка может иногда и повыситься, что в некоторых
случаях и наблюдалось [315].
Укрупнение зерна, приводящее к образованию более крупных кри-
сталлов мартенсита, способствует уменьшению суммарной поверхно-
сти S растущей новой фазы, а следовательно, и поверхностной энер-
гии (xS на границе старой и новой фаз, что облегчает рост последней. При
данной чувствительности метода это может привести к тому, что превра-
щение будет обнаружно раньше, т. е. фиксируемая точка М повысится.
C другой стороны, с укрупнением зерна уменьшается число потенциаль-
ных зародышей в межкристаллитном слое, что должно иметь следствием
понижение мартенситной точки. По-видимому, поэтому в большинстве
исследований либо ~вовсе не наблюдалось влияния величины зерна на
точку М, либо наблюдалось небольшое повышение последней с укрупне-
нием зерна [359, табл. 1; 369; 239 и дрЛ. В некоторых же исследованиях
отмечено было и понижение мартенситной точки с укрупнением зерна.
В частности, на монокристалле (А. Н. Алфимов и А. П. Гуляев) не на-
блюдалось мартенситного превращения даже прои глубоком охлаждении.
Еще сложнее должно быть влияние повышения температуры нагрева
для закалки, так как это может изменить и скорость охлаждения, и вели-
чину зерна (если последняя не изолирована как фактор), и саста(в меж-

° ' 3
Ф ° ° Ф ° ° ) ° °
° °
б 9 б е ° ° ° ° ° ° а °
° 9 °
° в
° ° I Ф
° ® ! °
° ° 9 4 ' ' ° °
° °
Ъ ° ° ° 4
° °
4 ° °
° °
° ° Ф
° ° °
Ф 9
а
Ф Ф
° ° °
° б
в ' Ф °
9 й
° °
° б
б
Ф ° °
° а
° Ф
° ° °
° ° вr
а
° в °
° °
а
Ф
° а
° ° Ф
° Ф
1 Ф
в ° Ф °
° ~ ° ° ~.
б j б
° ° ° 4
° ° ° Ф °
Ф ° е °
° е °
° °
а °
° ° ° е 1 °
Ф 9
° ! °
б
/ I I / // 1 // /
// // / / / / 'III
° в ° ° °
в
е ° в °
° °
° ° ' в !
° в ° °
ве ° ° Ф ° ° ° r
° ° O ° е ° ° °
Э °
б
9 б
Ф °
а ° °
° ° ° Ф
° °
° Ф
° е ° r
° ° °
Ф °
° ° Ф
1 ° Ф °
е ° ° ° Ф
° °
9 б
° ° ' Ф Э
° s 3 °
Эвr
Ф °
° ° Ф ° в Ф ° °
б б °
б
° ° Ф
Э Ф
° б 9 ° °
Э °
в ° ° Ф ° ° ° Ф
Ф
б ° °
Ф в °
е а
Ф °
й
е °
° а а
в ° еr °
° !
° ° J
б
° Ф ° ° Ф °
4 °
° °
° б
° й
В
° °
° е °
° °
° °
Ф ° ° ° ° °
° й
в ° ° r °
° °
° б ] б й
Ф ° ° jr~
а °
° °
а j ° °
й
Ф
° °
й ° в
° 9 r
° °
° °
° °
° ° °
° ° в
° в °
° °
° ° а а
Ф °
° в °
4 °
° ° ° б
° 4 ° °
° °
° Э ° °
° ° °
° ° ° ° °
/
/ i
I
° ° 9 ° ° 9 ° Ф °
° а а ° °
Ф ° °
° в ° ° Ф ° ° °

~3О ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
точки обусловливает марганец, за ним идут хром, никель и т. д. К:ак
видно из рис. 75 [335], в той же последовательности располагаются эти
элементы и по их влиянию на мартенс]итный интервал.
Отсюда следует, что формальная на первый взгляд связь между
положением мартенситной точки и количеством остаточного аустенита
имеет и реальную физико-химическую основу. Так как само смещение
мартенситной точки тем или иным элементом зависит от изменения
этим элементом относительной тер~модина~м~ической устойчивости - и
и у-
а-фаз, то влияние элементов на количество остаточного аустенита, оче-
видно, определяется тем же.
Ч еа
100
~.ь
300 200
Температура, С
0 '7 4f Ю
Содержание элемента, %
Рис. 76. Влияние скорости охла-
ждения ниже мартенситной точки
на количество мартенсита:
1 — быстрое охлаждение; 2—
медленное охлаждение
Рис. 75. Влия]ние легирующих
элементов 5ia мартенсигный HiH-
тервал
Так как наиболее сильно в легированной стали мартенситная точка
понижается, а мартенситный интервал сужается под влиянием углерода,
то влияние его на количество остаточного аустенита значительно более
сильное, чем легирующих элементов. Повышение содержания углерода
в хромоникелевой стали с 0,4 до 0,6% привод~ит к увеличению количества
остаточного аустепита после закалки в масле до — 8,5%, тогда как повы-
шение в той же стали содержания никеля с 1 до 4% до~водит количество
остаточного аустенита только до — 60/д [119]. То обстоятельство, что угле-
род наиболее сильно способствует сохранению аустенита при закалке,
особенно вредно для низколегированных инструменталь~ных сталей. То
же Относится к магнитной стали, частично — к пружинным сталям и т. и.
В сложнолегированных сталях соответствующий элемент, как можно
было и ожидать, способствует образованию большего количества остаточ-
ного аустенита, чем это следует из закона сложения. Однако и в сложно-
легированных сталях в основном сохраняется за~висимость между пони-
жением мартенситной точки под влиянием данногв элемента и увеличе-
нием им количества остаточного аустенита [119].
Все же количество получающегося в стали остаточного аустенита
не всегда связано с положение~м мартенситной точки указанным образом.
,Цополнительные, кроме химического состава стали, факторы могут из-
менять количество остаточного аустенита при одной и той же мартенсит-
ной точке. Важнейшие из таких факторов — скорость охлаждения ниже
мартенситной точки и частичное разложение аустенита выше нее, )s об-
ласти промежуточного или перлитного превращения. Оба эти фактора
имеют большое практическое значен~ие. Первый — потому, что охлажде-

ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
ние ниже мартенситной точки обычно замедляют, чтобы не образова-
лись трещины, даже в том случае, когда для достижения достаточной
прокаливаемостн требуется быстрое охлаждение при температурах вы-
ше мартенситной (слабопрокаливающаяся сталь или толстостенное из-
делие), применяя прерывистую или ступенчатую закалку. Второй же
фактор весьма важен потому, что в практических условиях, особенно при
закалке толстостенных заготовок и изделий, почти никогда не удается
полностью предотвратить превращение аустенита выше точки М.
Влияние скорости охлаждения ниже мартенситной точки, по совре-
менныч воззреничм, рассматривается как результат двух возможных
процессов, сказывающихся в противоположных направлениях. Это, во-
первых, изотермическое превращение аустенита, которое приводит к
уменьшению его количества, и, во-вторых, стабилизация аустенита,
пмеющан следствием уменьшение количества мартенсита. Этим B на-
стоящее время объясняют приведенную на рис. 76 схему, предложенную
О
сь 30
'E
о
20
Ю
в ~0
0
+го о -го
-SO - ~og "~ю~
Те~лерал~ура, ~Ñ
Рис. 77. Влияние скорости охлаждения на превращение
аустенита,в мартвнсит при охлаждении и последующем
нагреве стали Х12Ф1. Температура закалки 1220'. Ско-
рость нагрева 50'С/мин, скорость охлаждения указана
,на графике
С. С. Штейнбергом [133] на основании его работ и работ его сотрудни-
ков [134, 135]. При температурах, близких к мартенситной точке, замет-
но протекает изотермический процесс, вследствие чего большее количе-
ство мартенсита получается при медленном охлаждении. А так как при
медленном охлаждении сильно сказывается стабилизация аустенита, то
в конце превращения больше мартенсита получается при быстром ох-
лаждении.
Но из такого объяснения следует, что схема рис. 76 не может быть
общей. Действительно, Г. В. Курдюмов и О. П. Максимова [320] наблю-
дали и обратные случаи, когда после быстрого охлаждения получалось
меньше мартенсита, чем после медленного. В исследованиях А. П. Гуляе-
ва и А. П. Акшенцевой [338] схема С. С. Штейнберга подтвердилась на
сталях, имевших мартенситную точку выше комнатной температуры
(220 — 260'). Если же мартенситная точка лежит ниже комнатной темпе-
ратуры, то после быстрого о~хлаждения получается меньше мартенсита,
чем после медленного, но зато его образуется больше во время изотерми-
ческой выдержки при низкой температуре и при последующем обратном
нагреве до комнатной температуры (рис. 77). В конечном счете, т. е.
после полного цикла охлаждение — изотермическая выдержка — нагрев
до комнатной температуры, и ~в этом случае мартенсита получается боль-
ше и, соответственно, остаточного аустенита меньше после быстрого
охлаждения. Авторы, связывая этот результат с напряжениями, возни-

132 Влияние легиРующих элементов нА Физико-химические пРОцессы
кающими в образце при быстром охлаждении, считают, что его можно
объяснить только с точки зрения «сдв)иговой» теории. Однако такой же
эффект может быть обусловлен и сохранением большего количества по-
тенциальных зародышей в граничном слое аустенитного зерна в случае
быстрого охлаждения (см. стр. 123).,
Что касается частичного разложения аустенита в промежуточной
области, то, как было указано выше, оно )в больш)инстве случаев ведет
к понижению мартенситной точки. Тем Бе менее при этом увеличивается
количество остаточного аустенита только в сталях, имеющих на кинети-
ческой кривой два макси)мума скорости. В сталях же углеродистых, а
также легированных, но не имеющих на кинетической )игривой резко вы-
раженного второго максимума скорости, частичное разложение аусте-
нита при темпе1)атур~ выше мартенситной точки хотя и понижает ее, но
не приводит к увеличению количества остаточного аустенита [129]. Ча-
стичное разложениг аустенита в перлитной области, если оно повышает
мартенситную точку, уменьшает количество остаточного аустенита.
Сказанное относится в равной мере и к конструкционным, т. е.
мало- и среднеуглеродистым, и к и)истру)ментальным, магнитны)м, пруж)ин-
ным и т. и., т. е. высокоуглеродистым сталям. Яля высокоуглеродистых
сталей частичное разложение аустенита в промежуточной области, если
они имеют услож)ненную диаграмму, пожалуй, еще важнее, чем для
конструкционных, так как вследствие высокого содержания в них угле-
рода это )может при@ести к получению весьма большого количества
остаточного аустенита.
Значительную роль, прямую или косвенную, в из~менении количе-
ства остаточного аустенита может играть температура закалки. Прямое
ее впияние может быть связано с термическими напряжениями, облег-
чающими превращение аустенита. Косвенная же роль температуры за-
калки связана с обогащением межкристаллитного слоя аустенита уг-
леродои н легирующими элементами, но прежде всего с переводом
в раствор карбидов, феррита и других фаз. Если сталь будет
нагрета до температуры, лежащей в интервале между критиче-
ской точкой Ас1 и температурой полного растворения феррита или кар-
бидов, значение температуры нагрева будет определять содержание
в аустените углерода и легирующих элементов. При этом, если выше
Ас1 растворяются карбиды, то с по)вышением температуры закалки
количество остаточного аустенита будет увеличиваться. Если же с по-
вышением температуры выше Ас& t; растворяе ся избыточ ый ферр
что уменьшает концентрацию аустенита, то положение )мартенситной
точки будет, следовательно. наинизшее в случае закалки cTBJIIH с тем-
ператур, лишь незначительно превышающих Ас&g ;. Соответстве но ко
чество остаточного аусте~нита при таких температурах должно быть
наибольшим и в дальнейшем уменьшаться до температуры полного
растворен)ия феррита.
Американские исследователи [90Л на стали с 12~/о С и 5,3о/о
наблюдали изменение количества остаточного аустИнита с изменением
температуры закалки ~и в том случае, когда последняя лежит в преде-
лах однофазной аустенитной области. и объясняют это перераспреде-
лением углерода внугр)и у-,раствора. Однако проведенная В. Q. Садов-
ски)м и др. [908] на стали с 1,2 /о С и бо/о Ni проверка показала, что
в действительности в такой стали после закалки наблюдается значи-
тельное количество выделений графита, который растворяется при по-
вышении температуры нагрева и постепенно выделяегся обратно при
подстуживании и выдержке.

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
5. ВЛ ИЯ Н И Е Л ЕГИ РУЮЩИХ ЭЛ ЕМ ЕНТО В
НА ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Понятия прокаливаемость и закали|ваемость стали часто смешива-
к|т, что безусловно неправильно. В дальнейшем мы будем понимать
под з акал и B а е мастью стали способность ее к ~повышению твер-
дости в результате закалии, выражаемую количественно значением
твердости самого,мартенсита. Эту твердость,мы будем называть услов-
но максимальной твердостью. Закаливаемость стали может, следова-
тельно, характеризоваться поверхностной или внутренней твердостью
изделия только в том случае, если структура его после закалки состоит
из 100% мартенсита. Значение твердости, которую приобретает сталь
в результате получения в ней немартенситных продуктов разложения
аустенита, в частности, при изотермической закалке, в отличие от того,
как это иногда считают (см. 370 и др.l, не имеет отношения к закали-
ваемости.
Под п р о к а л и в а е м о с т ь ю в практике пони~мают возможность
получения при закалке мартенситной структуры во внутренн~их слоях
изделия, что зависит не только от прокаливаемости ст ал и, но также
и от размеров заготовки ~и условий ее охлаждения. При одинаковых
размерах заготовки и охлаждении в одинаковой среде прокаливае-
мость стали будет тем лучше, чем равномернее распределяется твер-
дость по сечению заготовки. Более точное определение прокаливаемо-
сти см. ниже (стр. 141).
Таким образом, сталь после закалки может иметь высокую зака-
ливаемость, но одновременно низкую прокаливаемость. Такой стали
будет соответствовать схематическая кривая 1 на рис. 78. Если для
Рис. 78. Схема распределения твер-
дости по сечению заготовки для трех
сталей с разной прокаливаемостью
и закаливаемостью
заготовии того же диаметра D, охлажденной в тех же условиях, рас-
пределение твердости по сечению будет характеризоваться кривой 2,
то такая сталь при посредст(венной или плохой закаливаемости обла-
дает хорошей прокаливаемостью. Наконец, сталь, которой соответству-
ет кривая 3, обладает высокой закаливаемостью и высокой прокали-
в аемостью.
Понятия закаливаемость и прокаливаемость тем
более нельзя смешивать, что эти характеристики определяются различ-
ным~и факторами и достигаются разными способами. Закаливаемость
стали определяется факторами, влияющими на т в е р д о с т ь мартен-
сита, а ее прокаливаемость — факторами, влияющими на к о л и ч е-
ств о полученного мартенсита.

f34 Влияние леГиРующих элементОВ нА ФизикО-химические пРОцессы
А. ВЛ ИЯ H И Е Л ЕГИРУЮЩИХ ЭЛ ЕМЕНТОВ НА ЗАКАЛ И ВАЕМОСТЬ СТАЛ И
10
0
PNc. 79. Зависимость максимальной твер-
дости углеродистой и легированной стали
от содержания в ней углерода. Кривая по-
строена по результатам исследования тон-
ких лабораторных образцов:
о — закалка в воде; ° — закалка в воде и охла-
ждение в жидком кислороде; Х — данные Бернса,
Мура и Арчера, C3 — данные Диггеса
Уже сравнительно давно было замечено, что закаливаемость ста-
ли, общей характеристикой которой ~может служить максимальная
твердость, зависит, главным образом, от содержания в стали углерода
и л~ишь в незначительной степени от количества содержащихся,в ней
легирующих элементов и величины зерна аустенита. Эти факторы
определяют только степень трудностц, с какой получается возможная
при данном содержании углерода в стали макс|имальная твердость.
На рис. 79 [139] приведена кривая зависимости максимальной
твердости от содержа~ния углерода для углерод~истых сталей и для ста-
g
лей, легированных различными
I
элементами в количествах, в
,ел р О которых они обычно содержат-
60 ся в конструкционных сталях.
Там же для сравнения приведе-
ьО ХО
ны данные некоторых ино-
странных исследователей. Для
0
х
достижения максимальной
с 60 твердости, соответствующей
кривой рис. 79, необходимо со-
~ 30
30
блюдать основные условия:
скорость охлаждения при за-
калке должна быть равна или
Яб выше критической для данной
стали; не должно быть полу-
чено остаточного аустенита;
Я~ ~~ ~Я М весь углерод при температуре
С,% закалки должен находиться в
твердом растворе в аустените.
Поэтому кривая была построе-
на в лабораторных условиях,
трудно осуществимых, 'а боль-
шей частью и вообще не осуще-
ствимых на практике. В част-
ности, образцы, на которых оп-
ределялась твердость, пред-
ставляли собой диски диаметром 18 мм и толщиной 2 мм, которые с
температуры закалки охлаждали в холодной воде.
Получающиеся в действительных условиях обработки, даже на
сравнительно небольших образцах, а не на реальных |изделиях, значе-
ния максимальной твердости в зависимости от содержания углерода
приведены на рис. 80. Эти данные относятся к самым разнообразным
углеродистым и легированным различными элементами сталям, зака-
ливавши~мся с такой температуры и в такой среде~ которые для них
нормально приняты. Этим именно и объясняется более низкий общий
ход кривой MBKclHIMBJIbHQH твердости на рис. 80, хотя отдельные точки
и приближаются к «лабораторной» кривой рис. 79. Наилучшее совпаде.
ние наблюдается при высоком содержании углерода. Вероятно, более
низкие значения твердости, полученные некоторым~и иностранными
исследователями (рис. 79), также объясняются тем, что не соблюда-
лись все указанные условия, необходимые для достижения макси~маль-
ной твердости, хотя они и играют косвенную роль и по существу связа-
ны уже с прокаливаемостью.

° °
° ° а
° °
б ° °
® °
° j 1 °
° е °
1) °
° ° ° j ° б
° °
1 °
° ! °
° ° °
° ° ° j °
° ° ф °
° ° °
1 ° м °
й
4
в а
° 1
° j 1
ю ° °
е °
° ° jr ° ~ э, ! °
° °
° ° ° 1 ° °
° й
° j °
° а
° ° ° ° ° Э
1 й
& t
° а
° ° ю
° ! ° Ф
° °
е °
а
ю
° й
° °
° ° ° ° '
б ° б 1 °
й ° й
° 4 ° °
° й
° 4 °
° °
° r
1 ° j °
а °
° ° ° Ф Э
9 °
° б
а
Э ю
в r °
е ° °
& t
1 ° ) б
& t
° j й
й °
& t
° 3: °
3 ° °
а
а
° в °
1 j °
й °
а
j °
/ / /rl /r/ //
° Э
° в в I в в 1 ° ° ° ! 4 °
° ° ° ° ° ! в ° ! ° ° ° ° !
° ° ! 4 °
° Ц б ° °
° °
й ° й
9
° °
° Ф
° ° °
° r
е й
° °
° ° r 1
14 °
° °
1 ° ',
! °
в ~ °
° ° ° ° '
° ю °
° Э °
° ° ° ° °
1 э °
° ° ° И
° й
° 1
° 91 ° 1
° ° & t
& t
° е ° &
:. 9 3 °
1
° °
° 3 е
й й б й
° °
° ° в r
° И ° 1
° ° ° й °
й ° й
° °
в °
1 °
° °
й °
° °
° r
а
° 1
° в r °
й
° ° Ф
Е,в ° - ° ° Е!
° Э ° ° °
° ° ° ' ° ° ° °
° 4 °
9
° б ° ° °
° °
° й
° ! °
° 4 ° °
° j ° ° ° ° °
а
4
° ° °
° a j
1 й
° Э °
ю °
° й 9 У °
° ° ° j ° е ° ° °
й
° °
9
° °
э °
Э е °
° ° ° в °
° j а а
° 3 ° °
° 3 ° ° в
° ° ° б °
° е ° ° ° в ° 3 °
° ° j
& t
° 1 в °
C ° ° ° 3
° е °
1 j
& t
в ° °
° °
° ° ~. ~!
9 а
° °
ю j °
° ° j °
1 ° °
° °
° в
й j ° й
9 ° 3 °
° °
° й й
° ИИИфюфюе~~ууЩ
: ';ИИХФ',Ф'!9ИЙЙИИ(
;ИВЖЙИИИИИИИ
,ИИИИИИИИИИИ
ИИИИИИИИИИ
° ИИИИИИИИИ

j3Q ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Внедрившиеся атомы углерода, увеличивая число статических искаже-
1
ний решетки, тем самым увеличивают, с одной стороны, число возмож-
ных мест зарождения элементарных актов пластической деформации,
а с другой — число мест, препятствующих распространению их. При
этом увеличиваются число пар атомов, одновременно участвующих
в сопротивлении деформации, и степень использования сил межатомной
связи, что и приводит к общему увеличению сопротивления пластической
деформации, несмотря на то, что величина самих сил межатомной связи
в решетке мартенсита под влиянием углерода уменьшается.
Вторая причина высокой твердости мартенсита лежит в особой
микро- и субмикроструктуре, обусловленной мартеноитным механиз-
мом превращения. Такая структура свойственна также закаленному ле-
гированному ферриту (безуглероди-
80 стому), для которого она является
72 основной причиной повышения твер-
6ф дости.
Наконец. дополнительное повы-
шение твердости мартенсита npo-
Ô8
исходит за счет выделения из него
~о высододисперсных частиц карбида
82 железа при пластическом деформи-
ровании в процессе самого измере-
24
ния твердости в соответствии с
16 концепцией С. Т. Кишкина. Нам
представляется, что частично высо-
3'
кая твердость мартенсита обусловле-
0 0,2 04060В &l ;0 &l ;z ~ц &l ;р ~р gg на также вносимой гле
6; % меткой долей ковалентной связи, од-
ним из основных свойств которой
Рис 81. Умень ение "ясла элементар- вляется большое сопротивление
~ных ячеек мартеноита, на долю кото-
~рых приходится по одному атому угле- пластической деформации, о чем
рода, с увеличением содержанки по- было сказано на стр. 48 и при рас-
следнего в стали смотрении причины высокой твердо-
сти карбидных фаз.
Резкое возрастание максимальной твердости стали до 0,6% углеро-
да,можно, таким образом, объяснить приводимой на рис. 81 кривой
П32], из которой следует, что число элементарных ячеек мартенситной
решетки а-железа, на которое пр~иходится один атом углерода, именно
до 0,6% С резко уменьшается. Следовательно, и влияние внедренных
атомов углерода на измеряемую общую твердость закаленной стали до
этого содержания углерода должно быть наиболее сильным.
В л и я н и е л е г и р у ю щ и х э л е м е н т О в на закаливаемость ста-
ли может быть косвенное и прямое. Косвенное влияние элементов свя-
зано, во-первых, с прокаливаемостью. Так как подавляющее большин-
ство элементов уменьшает критическую скорость охлаждения, то в ле-
гированной стали легче д о с т и г н у т ь присущую ей максимальную
твердость, чем в простой углеродистой. В частности', наличие в стали
легирующих элементов облегчает получение, максимальной твердости
при охлаждении в более мягки~х средах, например в масле, и при сравни-
тельно большой массе закаливаемого изделия.
' Статическими называются искажения решетки в твердых растворах и в дефор-
мированных металлах. В отличие от статических~, искажения, т. е. средние отклонения
атомов, вызванные тепловыми колебаниями,- называются динамическими. Изменени~
динамических искажений свидетельствует об изменении сил межатомной связи в.
решетке.

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
137
Второе косвенное влия~ние относится только к карбидообразующим
элементам. Если сталь, легированная элементами, образующими стой-
кие карбиды, будет нагрета для закалки ниже температуры полного
растворения карбидов или они не будут полностью растворены по дру-
гой причине, то содержание углерода в основной ~мартенситной массе
будет, меньше, чем общее количество его в стали. Вследствие этого
максимальная твердость, которую может иметь сталь после закалки
при данном содержании в ней углерода, не будет достигнута, т. е.
закаливаемость стали будет понижена.
Следует заметить, что высокоуглеродистая сталь типа инструмен-
тальной имеет высокую твердость и в том случае, когда она закаливает-
ся с температуры несколько ~ниже температуры полного растворения
карбидов, хотя часть углерода при этом остается вне раствора. Твер-
дость мартенсита при этом, конечно, также понижается, Но незначитель-
но, ~вследствие пологого хода кривой выше 0,6О/о С (см. рис. 79), ~и это
понижение компенсируется значительно меньши~м количеством остаточ-
ного аустенита и высокой твердостью самих карбидов.
Иначе обстоит дело в сталях пипа кднструкционной, содержащих
меньше 0,4О/О С. Кривая максимальной твердости на этом участке идет
настолько круто (рис. 79), что в легированной стали даже незначитель-
ное уменьшение концентрации углерода в мартенсите вследстиие непол-
ного растворения специальных карбидов приведет к заметному пониже-
нию твердости ~мартенсита. Крутой ход кривой на участке 0,1 — 0,4% С
показывает, что с точки зрения закаливаемости в этом случае необходи-
мо считаться даже с незначительными колебаниями в содержании угле-
рода, в частности, с колебаниями в пределах марки и даже в отдельных
слитках. Поэтому пределы содержания углерода в марке для конструк-
циойных сталей желательно иметь узки~ми, хотя это и связано с извест-
ными технологическими трудностями.
H е п о с р е д с т в е н н о е же влиян~ие легирующих элементов на
закаливаемость стали невелико; поэтому можно строить общую кривую
зависи~мости максимальной твердости от содержания углерода для угле-
родистой и легированной стали. Это и понятно, так как мартенсит леги-
рованной стали — «комбинированный» твердый раствор, в котором ато-
мы легирующих элементов замещают в решетке атомы железа, а атомы
углерода внедрены в эту решетку. Косвенно это,подтверждается тем, что
в закаленной на мартенсит высокоуглеродистой стали, легированной
хромом и марганцем, отношение осей с/а оказалось такое же, как в угле-
родистой стал~и с равным содержанием углерода [336]. Но так как основ-
НоА причиной высокой твердости мартенсита являются сильные статиче-
ские искажения решетки железа, то влияние на нее внедренных атомов
углерода должно быть неизмеримо сильнее, чем атомов легирующих
элементоЪ.
Некоторого повышения твердости ~мартенсита легирующими элемен-
тами можно ожидать только вследствие их влияния на упрочнйние а-же-
леза при закалке. Возможность упрочнения легированного феррита при
закалке была замечена уже сравнительно давно [см. 89], Но наиболее
подробно изучена в последние годы, главным образом советски~ми
исследователями [127, 226, 377, 286, 91 и др.].
По рис. 82 [127] MomHo приблиз~ительно судить о степени повыше-
ния различными элементами твер~дости феррита с -0,01'/,С после aia-
калки с 1200' в воде.
При закалке легированного феррита превращение у-а совершает-
ся по мартенситному механизму, и в этом случае ему пр~исущи все осо-

j3~ ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
бенности мартенситных превращений как в стали, так и в других спла-
вах и металлах. В час~ности, протекание превращения с сохранением ко-
герентности старой и новой решеток и в этом случае приводит к повы-
шению свободной энергии системы за счет дополнительной упругой сос-
тавляющей и к понижению температуры превращения в соответствии
со схемой рис. 73 (смещение вверх линий Ф). Роль легирующих эле-
ментов должна заключаться в смещении мартенситной точки, в связи с
изменением ими разности свободной энергии у- и а-фаз, с учетом их
возможного влияния на величину удругих напряжений на границе фаз
220
200
'Уб'0
Е ~аа
Ю
) f20
0 ОФ ~Z 20 28 36 ФФ
Содержание пегирующих злеменгпоб Ю а(-жеае-
,уе, чъ (агпоин)
Рис. 82. Влияние растворенных леги~рующих элемен-
тов на твердость феррита после закалки с 1200' в
воде. Образцы толщиной 1 мм предварительно оы-
ли отожжены в водороде
и, следовательно, на дополнительную упругую составляющую свобод-
ной энергии. Роль же большой скорости охлаждения и здесь заключает-
ся, в основном, в переохлаждении у-фазы до мартенситной точки, ниже
которой превращение у а протекает по мартен"итной кинетике.
В соответствиями с мартенситным механизмом превращения микро-
структура закаленного феррита им~еет типичное дЛя |мартенсита иголь-
чатое строение, как видно из рис. 83, а, на котором представлена микро-
структура закаленного сплава с 0,03% С и 4% Сг. Из рис. 83, б видно,
что и у нелегированного технического железа после закалки в структу
ре имеются зачатки игольчатого строения, что, очевидно, является
следствием наличия в нем примесей и некоторого количества углерода.
Это вполне согласуется с установленными фактами, что прои весьма
большой скорости охлаждения в технически чистом нелегированно~м
железе температура превращения уа также снижа~ется значительно
( до -б40') по сравнению с равновесной fcM. 127 и др.] и что при таких

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
139
условиях в нем можно получ~ить нераспавший"я в процессе охлаждения
мартенсит 1351.
Упрочнение же феррита при закалке — следствие совокупности
изменений, вызываемых процессом закалки в микро-и суомикрострук-
туре феррита. Изменения эти, как показывает ряд исследова-
Рис. S3. Микроструктура легированного — 4Чо Cr (a) и нелегирован-
ного феррита (б) после закалки в воде. &gt;&
ний [372, 91], заключается: 1) в большом числе кристаллов новой фа-
зы внутри зерен старой фазы; 2) в малой величине блоков мозаичной
структуры, границы которых препятствуют распространению пласти-
ческой деформации; 3) в напряжениях второго и третьего рода.

1® ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРЯОЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
80
~Ь р
г,о
Ъ ~
g ~iо
0,5 4,0 7,5 2,0 2,Ю
P1п, %
а
Оэ~
Сг, ~~~
/Г-
84. Влияние марганца (а) и хрома (б} на максимальную твердость стали
с 0,35'/о С
ние твердости дает кремний. Роль упрочненного закалкой феррита ста-
новится более ощутимой после отпуска, как будет показано в даль-
нейшем.
кривая максимальной тв~ердосги позволяет решать многие основ-
ные вопросы со~става и обработки стали различного назначения. Так,
если сталь применяется в качестве инструментальной, т. е. должна иметь
высокую твердость, содержание у~глерода в ней должно быть высоким,
а закалку следует вести в условиях, обеспечивающих получение макси-
мальной (при данном составе) твердости. Для сталей же типа конст-
рукционных. подвергающихся улучшению, закалка — только про-
Такиы образом, основное отличие мартенсита в легированном ферри-
те от мартенсита в стали — это наличие в последнем статических иска-
жений решетки, вызванных внедрением в нее атомов углерода, а по на-
шему предположению — н доли ковалентной связи. Вследствие этого и
степень упрочнения легированного феррита, в частности, получаемые
после закалки значения твердости (см. рис. 82), не могут идти ни в ка-
кое сравнение со значениями твердости мартенсита в ст ал и. По сте-
пени влияния на упрочпение легированного феррита закалка больше
приближаетсч к значительной пластической деформации. Об этом сви-
детельствует и изменение коэрцитивной силы. Так, в наших исследова-
нкях (совместно с Л. Ф. Захаровой) иоэрцитивная сила хромоникель-
молибденового феррита после наклепа со степенью обжатия 50% сос-
тавляла 18 э~рстед, а у такого же феррита после закалки — 26,3 эрстеда.
У феррита, содержавшего около 0,03% С и около 3% Мп, или 3% Cr,
коэрцитивная сила после з~акалки составляла соответствен~но 18,7 и
18 эрстед, а у феррита с -4% Сг — 27 эрстед. Близиие к указанным зна-
чения коэрцитивной силы у феррита с 0,05% С и 4% Сг были получены
после закалки и в работе [379]. Интересно заметить, что на холоднотя-
нутой железной пр~оволоке диа~метром несколько десятков микронов
была получена коэрцитивная сила даже в 60 — 65 эрстед [14]. Но в этом
случае важную дополнительную роль могла играть сама малая толщи-
на проволоки вследствие иного характера процессов намагничивания
и размагничивания при такой толщи~не.
Из сказанного следует, что легирующие элементы, вызывающие
значительное упрочнение феррита при закалке, должны повышать и
твердость мартенсита в закаленной стали, но это повышение должно
быть сравнительно небольши~м. П~одтверждением может служить влия-
ние марганца и хрома на повышение твердости мартенсита в стали с
0,35% С, в иоторой этот эффект еще не маскируется их влиянием на ко-
личесгво остаточного' аустенита (рис. 84). Несколько большее повыше-

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
141
межуточная обработка, необходимая для получения после отпуска оп-
ределенного структурного состояния. Поэтому закаливаемость стали
такого типа должна обеспечивать только требуемую после высокого от-
пуска прочность, и сталь может иметь низкое содержание углерода, что
весьма важно для получения в ней высокой пластичности и вязкодти-
Не менее важное значение кривой макси~мальной твердости состоит
в том, что, руководствуясь ею, можно предупредить принципиальные
ошибки в области легирования стали. В частности, так как легирующие
элементы в ol"новном только способствуют реализации возмож~ной в
данной стали закаливаемости, а углерод значительно повышает ее, то
неизмеримо больший эффект в направлениями повышения закаливаемо-
сти может быть достигнут за счет некоторого увеличения содержания
углерода, чем за счет серьезного повышения количества легирующих
элементов.
gIo сих пор нет единого оцределен~ия прокали~ваемости, достаточно
полно характеризующего физико-химическую ~сущность процесса. Нам
кажется правильным определить прокаливаемость с т а л и как способ-
ность ее аустенита к переохлаждению д о м а р т е н с и т н о й т о ч к и.
Если принять встречающееся иногда в литературе определение прока-
ливаемости стали как способности ее приобретать,м артек ситную
с т р у к т у р у при закалке или сохранения способности к образованию
мартенситной структуры с уменьшением скороспи охлаждения (или с
увеличением толщины закаливаемого изделия), то ~сталь, в структуре
которой при закалке сохраняется большое количество остаточного ау.
стенита, также должна считаться плохо прокаливающейся. Между тем
остаточный аустенит, кол~ичество которого в отдельных случаях дохо-
дит до 80 — 90'/О и даже больше, прямого отношения к прокаливаемо-
сти стали не имеет, хотя и может резко снизить ее поверхностную и об-
щую твердость. Легируюш~ие элементы, введевие которых является ос-
новным средством повышения проиаливаемости стали, как правило, по-
нижают ее мартенситную точку и увеличивают количество остаточно-
го аустенита.
Таким образом, K хорошо прокаливающимся относятоя такие ста-
ли, у которых при охлаждении изготовленных из них изделий опреде-
ленных размеров с темп~ературы закалии может совершаться только
мартеноитное превращение аустенита. Для практики, одн~ако, далеко не
безразлично какой из возможных видов разложения аустенита — пер-
литное или игольчапотрооститное — необходимо в первую очередь
предотвратить. Особенно это относится к сталям, у которых кинетиче-
ская кривая изотермичф"кого разложения аустенита имеет два макси-
мума.
Так как легирование с целью уменьшения скорости перлитного или
промежуточного превращения и свойства охлаждающей среды, необ-
ходимые для подавления каждого из этих превращений, ~различны, то
целесообразно различать прокаливаемость стали п е р л и т н у ю и
и г о л ь ч а т о т р о о с т и т н у ю. Сталь может иметь, следовательно,
высокую перлитную, но плохую игольчатотроо титную дрокаливае-
мость, и наоборот. Особенно важно бывает предотвр~атить разложение
аустенита в верхней области промежуточного превращения, где получа-
емые структуры обуславливают более низкую твердость, ударную вяз-
кость и др. Естественно, что наилучшей в отношении прокаливаемости
Б. КОЛИЧЕСТВЕННАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА И КРИТЕРИИ ПРОКАЛИВАЕМОСТИ

)4Q ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
будет (сталь, аустенит к~оторой облад~ает малой скоростью разложения
и в перлитной и в промежуточной области и, кроме того, имеет высокую
мартенситную точку М„и температуру конца мартенситного превраще-
ния, лежащую выше комнатной. В некоторых конструкционных сталях
в области высоких подкритических температур с повышенной ско-
ростью выделяется феррит, что также должно быть предотвращено,
так как это не только понижает твердость стали после закалки, но и
вызывает сильное падение ее ударной вязкости после отпуска. В таких
случаях можно, следовательно, говорить и о ф е р р и т н о й прокали-
ваемости, понимая под ней в~озможность предотвращения ферритных
выделений из переохлажденного аустенита.
К,инетическая кривая изотермического разложения переохлажденно-
го аустенита дает только качественную характеристику прокаливаемо-
~"ти стали, о которой можно судить по длительности инкубационного
периода. Имеются, однако, сведения [ам. 381] о том, что кривой изо-
термического разложения аустенита пользуются и для практического
определения прокаливаемости, даж= при плавочном контроле. Яля это-
го пробные пластинки охлаждак1тся с температуры закалки в ванне,
имек~щей температуру. соответствующую наибольшей скорости превра-
щения в подкритической области. После определенной выдержки пла-
стинк11 охлаждают в воде и затем измеряют их твердость.
Количественной характеристикой прокаливаемос1и могла бы слу-
жить критическая скорость охлаждения при закалке. На основании об-
работки заводских и исследовательских данных был предложен даже
график 1387] для определения диаметра прокаливающегося насквозь
образца по критической скорости охлаждения. Однако критическая
скорость охлаждения далеко не всегда известна. Кроме того, она не-
достаточно надежный критерий, так как во все предлагавшиеся для
нее формулы входит величина, обратная продолжительности инкуба-
ционного периода; последняя же сильно зависит от чувствительности
метода, при помощи которого изучается разложение аустенита. Так,
В. И. Зюзин [142] экспериментально показал, что при повьинфнии чувст-
вительности магнитометра в 70 раз длительность инкубационного пери-
ода «уменьшается» приблизительно в два раза. Было также показано
(388], что критическая скоро"ть охлаждения может колебаться в значи-
тельных пределах в зависимости от условий охлаждения. Наконец, кри-
тическая скорость охлаждения определяется на малых лабораторных
образцах. При закалке же реальных изделий или заготовок в них воз-
никают значительные напряжения, оказывающие существенное влияние
па процессы разложения аустенита. Однако этот недостаток свойст-
венен и большинству других методов.
Поэта~му прокаливаемость стали обычно определяется непосредст-
ьенно. Количественной характеристикой прокаливаемости стали при
этом наиболее часто служит диаметр сплошной цилиндрической заго-
товки, прокаливающейся нц".к~возь при данных ус,ловиях охлаждения.
Критерием же сквозной прокаливаемости наиболее ITpBBHJIbHQ было бы
считать получение в центре заготовки структуры, состоящей из 100
или почти из 100О/р мартенсита. Такой критерий больше всего соответ-
ствовал бы определению прокаливаемости, предполагающему переох-
лаждение аустенита до мартенситной точки, а также, как будет показа-
но в дальнейшем, оптимальным свойствам стали.
В действительности до сих пор .наиболее часто критерием прокали-
ваемости, по предложению М. А. Гроссмана, считают получение в цент-
ре заготовки структуры, состоящей из смеси 50О/о мартенсита и 50о~î

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
143
60
55
50
ц М
Ф5
ФО
Е 3f
ЗО
02
бО
о ЮО
Е
Ю
ФО
0,8
0,4
ЗО
О 5 10 Ю ГО 25' ЮО 35'
Расстояние om краю, мн
Рис. 85. Зависимость «крити-
ческой» (полумартенситной}
твердости стали от содержа-
ния углерода:
1 — углеродистая сталь; 2 — сред-
нелегированная сталь
Рис. 86. Нахождение критической
твердости по кривой торцевой за-
калки
видно из рис. 86, точка а, соответствующая критической твердостями, ле-
жит на самой крутой части кривой твердость — расстояние от края или
твердо| ть — расстояние от торца. Поэтому резким колебаниям в опре-
делени~и твердости к соотвегсIIBQKT пишь малые изменения расстояния
от края у. А так как измеряемая величина — твердость, то ошибка в
определении прокаливаемости по критическому диаметру будет мини-
мальной.
Однако у многих сталей, кроме мартенсита, после закалки получа-
ется либо игольчатый троостит и при том разный, либо смесь игольча-
тотрооститных структур с перлитно-трооститными. У таких сталей
и критическая твердость, т. е. твердость полумартенситной ~структурь,
отличается от той, которая получается по данным рис. 85 при данном со-
держании углерода. Необходимо поэтому хотя бы построить такую же
кривую значений «критической твердости» для других полумартенсит-
ных структур, чтобы для определенных сталей уменьшить ошибку, до-
пускаемую при пользовании кривой рис. 85.
Если же возможно или необходимо брать в качестве критерия
прокаливаемости структуру, состоящую только из мартенсита, или "о-
держащую количество мартенсита, промежуточное между 50% и
100%, то для перехода от критического диаметра K «мартенситному»
троостита. Приближенно можно принять, что твердость такой полу~мар-
тенситной структуры, получившая название «критической», зависит,
главным образом, от содержания в стали углерода. Как видно из рис.
85, на котором приведена эта зависимость по ряду дан~ных, кривая для
среднелегированной стали идет практически параллельно кривой для
углеродистой стали, но несколько выше. Соответственно диаметр заго-
товки, в центре кото~рой при охлаждении в заданных условиях получа-
ется критическая твердость, т. е. полумартенситная структура, состоя-
щая из смеси 50% мартенсита и 50% троостита, получил название
«критического» ди ам етр а.
То, что в качестве критерия прокаливаемости принята полумартен-
ситная структура, оправдывается только методическими соображения-
ми, а именно возможнодтью сравнительно простого определения самон
критической твердости и соответствующих ей величин. Кроме того, как

1~',4 Влияние легиРуюших элементоВ КА ФиЗикО-химические пРОБессы
и промежуточному можно пользоваться приближенной зависимостью ',
приведенной на рис. 87 [144], а для перевода соответственных расстоя-
ний от торца — кривой рис. 88 [394]. Из рис. 87 видно, что разница меж-
ду «полумартенситным» и «мартенситным» диаметрами сильно возрас-
тает с увеличением прокаливающегося диаметра. Изменяется при
этом и отношение этих диаметров. Все ~же если исходить из того, что
получить 100% мартенсита чрезвычайно трудно 2 и считать полнос-
тью мартенситной структуру, содержащую 95% мартенсита, то с дос-
таточной для практики точностью можно считать, что «мартенситный
диаметр» составляет 0,75 от крити-
~~ 1~Ы ческого для перлитной прожаливае-
° ~ мости и 0,55 для игольчатотроостит-
ной прокаливаемости, когда, кроме
мартенсита, в структуре присутству-
ет игольчатый троостит.
~ 100
Ь
7~
'к
Чз
Я1
1
Я5
b
~1 ~
Ф~
ьЖ
~ съ&
~'~ 2
Q 'b
ь~ Р 1L' zg Ю 4lz
РаССтояние om ~порца, Зона
уо %м ~50% т), им
0 ZS 50 73 100 ~Я
идеольныо крцщцце~ний ~цц~ещр
для .Ю% мартенсито, км
Рис. 87. Кривые для перехода от
«полумартенситного» критического
диаметра к «мартенситному» и про-
межуточному (цифрами на кривых
обозначено количество ма~ртенси-
та, %)
Рис. 88. Соотношение между расстояниями
от торца, соопветствующим~и полумартен-
сиэной и мартеноитной структур~
Для конструкционных улучшаемых сталей ответственного назна-
чения предложен совершенно иной иритерий прокалкваемости, в ка-
честве которого принимается вид излома, получающегося на ударных
образцах после закалки и высокого отпуска [170]. При этом «крити-
ческой скоростью» охлаждения считается та скорость, при которой из"
лом образцов после высокого отпуска полностью волокнистый (если
отпуск производился в условиях, исключающих проявление отпускной
хрупкости при данной температуре испытания). Соответственно «кри-
тической толщиной» или «критическим сечением» считается макси-
мальная толщина изделия, при которой оно имеет полностью волок-
нистый излом после закалки в данной охлаждающей среде и высоко-
го отпуска, проведенного в условиях, исключающих проявление от-
пускной хрупкостн. количественной характеристикой «прокаливаемости»
может служить доля волокнистой составляющей в цзломе.
При таком критер~ии прокаливаемости стали количество ма~ртен-
сита, получаемого в структуре после закалки, и соответствующая этой
' Зависимость на рис. 87 относится к ~идеальному критическому диаметру», о ко-
тором ом. стр. !47.
' Исходя нз этих соображений, П. В. Склюев [399] предлагает считать критерием
прокаливаемости структуру игольчатого троостита и отсутствие перлита, с чем, однако,
по нашему мнен1по, нельзя согласиться, так-как это привело бы к ослаблению требо-
ваний по прокаливаемости прежде всего для изделий наиболее ответственного
назначения.

П!'ОКА.) И 1 ВА ЕМОСТЬ И ЗАКАЛИ ВАЕМОСТЬ СТАЛИ
145
структуре твердость вообще не учитываются. Ценность этого критерия
для улучшаемой консгрукциоппой стали заключается в том, что вид
излома после высокого отпуска характеризует склонность стали к
хрупкому разрушению, уменьшение которой и является главной
целью, которой добиваются за счет сквозной прокаливаемости изде
лия. Даже при высоком значении ударной вязкости появление в изло-
ме кристаллической составляющей свидетельствует о том, что уже не-
значительное ужесточение условий испытания может вызвать дезкос
падение ударной вязкости. По нашему предположе)нию, изло)женному
на стр. 224. это связано с ролью межкристаллитного слоя в разруше-
иии стали.
В. ВА)КНЕЙШИЕ СОВРЕМЕННЫЕ МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ
П РОКАЛ ИВАЕМОСТИ СТАЛ И
Классический способ измерения прокаливаемости, иногда приме-
ия)ощийся и в настоящее время, как наиболее надежный и точный, за-
ключается в построении кривых распределения твердости по диаметру
цилиндрических образцов различного сечения. Такая кривая схемати-
чески изображена на рис. 78. Таким способом были установлены неко-
торые качественные закономерности влияния на прокаливаемость сос-
тава стали, раз~меров закаливаемого изделия и охлаждающей среды.
Однако крупны)е недостатки этого метода усложняют изыскание
новых легированных сталей, а также текущую оценку качества от-
дельных плавок. Поэтому в последние годы были разработаны спосо-
бы его упрощения и, главным образом, новые, более простые и удобные
методы определения прокаливаемости стали. В частности, предлага-
лось определять критический диа(метр при помощи прямой линии, наз-
ванной «линией прокали)ваемости», для построения которой достаточ-
но закалить в стандартных условиях только две круглые заготовки
разных диаметр)ов [118]. Применительно к легированной и)нструмен-
тальной стали было предложено пользоваться одним ступенчатым ци-
линдрически)м образцом, имеющим 5 — 6 ступеней разных диаметров
через 5 мм, и указывать для каждого диаметра глубину зоны, зака-
ленной до твердости 60 R~ [400].
Серьезным шагом вперед в этом направлении является,разрабо-
танный Джомини и Бегехольдом [147] (сначала для испытания прока-
ливаемости цементусмых сталей) метод торцевой закалки, заключаю-
liIHH)"ÿ в том, что об)разец длиною 4 диаметра охлаждается водой с
торца. Прототипом этого метода является предложенный ранее
H. Т. Гудцовым и П. К. Сильницким [146] способ одностороннего охлаж-
дения завернутого в теплоизоляционный материал образца. В послед-
ние годы метод торцовой закалки получил широкое распространение
и сыграл значительную роль в разработке новых легированных, осо-
бенно низколегированных, сталей и их применении. Так как ~метод в
настоящее время стандартизирован и в Советском Союзе (ГОСТ 5657—
51), то нет необходимости останавливаться на условиях проведения ис-
пытания.
Кривыми твердость — расстояние от торца, полученными этим ме-
тодом (рис. 89 для двух хромистых сталей), можно пользоваться для
сравнительчой оценки прокаливаемости по расстоянию от охлаждае-
мого водою торца до полумартенситной или мартенситной зоны. Эти
кривые можно также подвергнуть дальнейшей обработке, чтобы найти
другие интересующие нас величины.

146 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИ3~4КО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Использование результатов этого метода основано на допущении,
что одинаковой .скорости охлаждения для данной стали соответствуют
одинаковые твердость и структура, получаемые после закалки. Поэто-
му по кривой твердость — расстояние от торца (рис. 89) должна быть
пщ"„троена кривая твердость — скорость охлаждения, а для этого не-
обходимо знать скорость юхлаждения на различном расстоянии от ох-
лаждаемого водою торца.
1~оличественной характеристикой скорости охлаждения чаще все-
го служит или время в сек., необходимое для охлаждения образца до
«полутемпературы», т. е. до половины ~разности температур нагрева
образца и охлаждающей среды (сокращенно «полутемпературное
Рис. 89. Кривые торцовой
закалки для двух хроми-
стых сталей:
1 — 0,49% С, 078% Мп, 1,14%
Сг; 2 — 0,49% С, 0,80% М&g
0.54% Сг
40
~&l ;~
~~ зо
0 10 Л~ 30 40 Ji0 60 Ю ~@ © ®~
Расстояние om п~орцо, юл
время»), или скорость охлаждения в 'С/сек при температуре 700'. Для
образца торцовой закалки связь между этой характеристикой и рас-
стоянием от охлаждаемого водой торца приведена на рис. 90. Этой
кривой обычно и пользуются. В действительности, однако, ни та, ни
другая величина не могут быть универсальными характеристиками,
а для каждой стали ~или каждого типа стали, в зависимости от харак-
тера кинетических иривых разложения аустенита, следует задавать
скорость охлаждения в интервале температур, в котором аустенит об-
ладает наименьшей устойчивостью.
Подставив щ основную кривую торцовой закалки скорость охлаж-
дения вместо расстояния от торца, получим кривую твердость — ско-
рость охлаждения (см. рис. 89, 91). При помощи такой диаграммы
можно найти по твердости скорость охлаждения в любой точке сече.
ния детали и затем по таким же кривым для низколегированной ста-
ли разных марок выбрать для этой детали сталь, ~обеспечивающую дос-
таточную прокаливаемость при охлаждении в данной среде.
Из других задач, которые приходится решать, особенно при
изыскании новых легированных сталей, при текущей оценке пл~авки и
т. п., наиболее важная — установление пределов прокаливаемости дан-
ной стали путем определения, например, ее критического диа~метра.
Для этого необходимо прежде всего по кривой рис. 89 найти критичес-
кую твердость, которая и в данном случае определяется иак точка пе-
региба кривой (точка а или b). Для проверки можно определить кри-

пРОкАлиВАемОсть и ЗАкАлиВАемОсть стАли
147
тическую твердость также по кривой рис. 85 для данного содержания
углерода. Недостаточно точно, по указанным выше причинам, опреде-
лять ее только по содержанию углерода в стали из кривой рис. 85.
Зная критическую твердость, находим соответствующее этой твердости
расстояние от охлаждае-
мого водою торца, кото-
рое может быть названо ф ~~6
«критическим расстояни- ф ~;~
ем» (1„р на рис. 89). Ис-
комый критический диа- Р~
метр будет, следователь-
но, представлять сооой
диаметр круглой заготов-
ки из данной стали, центр ф ~~
которой будет охлаж-
даться с такой же ско-
ростью, как образец тор-
цовой закалки на расстоя-
нии 1„р от охлаждаемо-
го водой конца.
Однако критический 6
диаметр не может быть
~»у«Н пересчетом с кри- ~66а а Л За ~а ~~ О 7О
тического расстояния не- ~осс~аояное 0m торцц (,&gt
посредственно, так как
величина его будет зави-
сеть еще и от условий ох-
лаждения круглой заго-
товки. Поэтому была вве- N'
дена дополнительно ус-
ловная величина «иде- д,-
альный критический диа-
1
метр» — диаметр заготов-
ки, в центре которой полу-
г
чается 50'% мартенсита
при охлаждении в такой
~)
закалочной среде, в кото-
рой поверхность образца
могла бы мгновенно при-
нять температуру среды.
На рис. 92 [144] приведена
полученная расчетом и
экспериментально (пунк-
тиром) кривая зависи-
Рис. 91. Кривая твердость — скорость охлажде-
ния для хромистых сталей (см. рис. 89):
критическим диаметром и â€” c~~~ o.49% c, o.уа, и
РаССтОЯНИЕМ От ОХЛажДаЕ- 0.49'~ С, 0.80~ Мп, 0,54~ Сг
мого торца. По этой кри-
вой, зная 1,, непосредственно получаем величину идеального критиче-
ского диаметра.
Идеальным критическим диаметром можно пользоваться и как
самостоятельной характеристикой при изучении сравнительной прока-
ливаемости сталей разного состава, влияния различных физико-хими-
ческих факторов на прокаливаемость и т. п. Во всех других случаях
Рис. 90. Скорость охлаждения на разном рас-
стоянии от охлаждаемого водою торца
Ю
ФВДРДЗФФ46 И tb ZZ Ззй.в Е (66
Скороипь охлаждения гра)сек

1 ~8 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
идеальный критический диаметр является переходной величиной к дей-
ствительному критическому диамстру для данной стали и заданных у"-
ловий охлаждения при закалке. Для этого перехода необходимо, следо-
вательно, знать охлаждающую способность интересующей нас среды.
Охлаждающая способность среды оценивается, как известно, ее так
называемой характеристикой кривой', которая для жидких сред, в от-
личие от газовых, имеет максимум при определенной температуре по-
верхности изделия, п~ричем величина этого максимума, кроме физи-
ческих свойств среды, главным образом ее полной теплоты испарения,
зависит от температуры среды и интенсивности перемешивания. Яля
f75
Рс~
ф ~50
f2
Ъ
&l
М с~.
~ъ 1
~ lQ
~з Z
Я
Ъ
/00
5000 &
7500 W
3000 "=
750
300
50
6
7У
,~0 Ь
~.- uu
Ъ
~з
~с
Ю
5 Ю &l ;5 Z0 25 30 35 49 4á
~'асстояние om охлаждаемого mop-
~а. ю~
Рис. 92. Зависимость между
идеальным критическим диа-
ыетром и расстоянием от ох-
лаждаемого водою торца
рис. 93. Значения коэффициента теплопередачи
и скорости охлаждения (при 500') для различ-
ных сред:
I — вода и водные растворы:
А — холодная, сильная циркуляция, щелочные добавки;
Б — вода при 200 С; В — теплая; Г — коллоидальные
добавки; ц — поверхностные осадки;
II — масло:
E — жирные масла; Ж — высококипящие (тяжелые);
3 — возможно более жидкие, теплые; И — минеральные
масла; К — густые холодные; Л — низкокипящие (лег-
кие);
III — воздух:
М — сжатый воздух; Н — холодный. движущийся; О—
теплый спокойный;
I V — охлаждение в печи
' В координатах температура поверхности изделия — скорость охлаждения.
сравнительной оценки ох-
лаждающей способности
различных закалочных сред
можно пользоваться приве-
денной па рис. 93 диаграм-
мо~~, построенной по опыт-
ным характеристическим
кривым (401]. На этой диа-
грамме справа даны значе-
ния коэффициента теплопе-
редачи ц, а слева — скорость
охлаждения, и то и другое
при температуре 500'; значения скорости охлаждения и температуры от-
носятся к поверхности охлаждаемого изделия.
Яля более узких и грубых практических целей при решении раз-
личных задач, связанных с прокаливаемостью, М. А. Гроссман (1181 с
сотрудниками предложил характеризовать «резкость закалки» охлаж-
дающей среды относительным коэффициентом теплопередачи Н. Вы-
числекнь~е ими значения Н для наиболее часто ' применяющихся в
практике охлаждающих сред и условий их перемешивания приведены
в табл. 11, а на рис. 94 приведена диаграмма [153] перехода от идеаль-
ного критического диаметра D& t к действительн му D и наобор
Пусть действительный критический диаметр стали при закалке в
воде (Н==-1,5) равен 50 мм (2"), т. е. Н D = 3. По диаграмме рис. 94
D
и а ходим = 0,74.
D,

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
149
Следовательно, искомый идеальный критический диаметр D1 —— D: 0,74=-
=2": 0,74=2,7"=68,5 мм.
Табл ица 11
Значение ковффициента Н для наиболее часто применяющихся закалочных сред
ляного
створ
Перемешиваиие или
циркуляция
Масло
Вода
0,25 — 0,30
0,30 — 0,35
0,35 — 0,40
0,40 — 0,50
0,50 — 0,80
0,80 — 1,10
2
2 — 2,2
0,9 — 1,0
1,0 — 1,1
1,2 в 1,3
1,4 — 1 5
1,6 — 2,0
4
Без перемешивания
Слабое
Умеренное
Хорошее
Сильное .
Бурнсе
„ОК
L~
0pZ
f
H-Д
Рис. 94. Диаграмма .перехода от идеального критического
диаметра 01 к действительному критическому диаметру
Р, и наоборот
Qëÿ обратного герсхода можно воспользоваться той же кривой.
Пусть, например, идеальный критический диаметр стали D, равен
4" = 100 мм, и требуется найти критический диаметр D при закалке
в среде с H = — 1.5. 1-1аходим H D = 4" 1.5 = 6 и затем по кривой
D~
= 0,92. Следовательно, искомый критический диаметр D = D1.0,92 =
= 4" 0,92 = 3,68" = 93,5 мм.
Определить критический и мартенсигный диаметр по данным тор-
цовой пробы для углеродистых и среднелегированных сталей, для кото-
рых собственно только и применим обычный метод торцовой закалки,
можно также,при помощи разработанной М. Е. Блантером номограммы
[620, 402].
Серьезным источником ошибок при использовании данного и дру-
гих подобных методов для определения абсолютной прокаливаемости
стали является предпосылка. что одинаковой скорости охлаждения для
даннои стал.~ с~1ответствуют одинаковые твердость и структура после
закалки. Яе'Io' B TQM, что в реальных изделиях или заготовках очень
большое влияние на устойчивость аустенита в сторону ее уменьшения
оказывают возникающие при быстром охлаждении напряжения. А так
как величина напряжений при прочих равных условиях тем больше, чем
больше диаметр или толщина стенки закаливаемого изделия, то ошибка

J5Q ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
в найденном значении критического диаметра в сторону его преувеличе-
ния тем больше, чем глубже прокаливается испытуемая сталь.
Кроме того, как уже указывалось, в табл. 11 приведены весьма при-
ближенные значения H. Пользование этими значениями может привести
к дополнительным ощутимым погрешностям при определении прокали-
ваемости [403]. game определение коэфф~ициента теплопередачи по ха-
рактеристической кривой для данной жидкости еще пе дает исчерпыва-
ющих указаний о ее з а к а л и в а ю щ е й способности, так как эта
способность зависит не только от охлаждающей способности среды в оп-
ределенном температурном интервале, но и от свойственной закалива-
емой стали кинетической кривой разложения аустенита, в частности.
от того, играет ли решающую роль для данной стали перлитная или
игольчатотрооститная прокаливаемасть. В последнем случае необходи-
мо, чтобы среда давала большую скорость охлаждения в интервале
температур игольчатотрооститного разложения аустенита, тогда как
в перлитной области она может быть малой, и наоборот.
Метод и образец торцовой закалки могут быть использованы не
только для непосредственного определения прокаливаемости, но и для
изучения ряда других процессов, связанных так или иначе с влиянием
скорост'.f охлаждения, не только на стали. но и на различных других
сплавах [см. 404 и др.].
Все сказанное выше относится к прокаливаемости сплоц,ных заго-
товок. На практике же, напри~мер в тяжелом машиностроении, чрезвы-
чайно важно определять прокаливаемость пустотелых, главным образом
трубчатых, заготовок. Исследования в этом направлении еше только
начаты. Тем не менее сделаны некоторые приближения к практическим
условиям. На рис. 95 [153] приведена диаграмма, позволяющая вычис-
л~ить диаметр сплошной цилиндрической заготовки, эквивалентной по
прокаливаемости трубчатой заготовке с заданным наружным и внут-
ренним диаметрами при закалке в определенной среде для случая ох-
лаждения одновременно и снаружи и изнутри или только снаружи. При
совместном пользовании данной диагра~ммой и диаграммой рис. 94 мож-
но также определить идеальный диаметр эквивалентной сплошной за-
гоговки (при H = ).
На диаграмме рис. 95 по оси абсцисс отложено отношение —, где
~~~ В
~н
D,â€” внутренний, а О„— наружный диаметр трубчатой заготовки, а по
~С
оси ординат — отношение —, где D, — диаметр эквивалентной
н
сплошной цилиндрической заготовки. gae верхние кривые относятся
к случаю охлаждения заготовки только снаружи при значениях H = 0
и Н = oo. Группа же нижних кривых (ниже диагональной прямой) от-
носится к случаю охлаждения заготовки одновременно и снаружи и из-
нутри при различных значениях произведения величины H на разность
наружного и внутреннего диаметров, т. е. H(D„â€”, D, ). Рассмотрим
пример:
Наружный диаметр трубчатой заготовки D, 300 мм = 12 дюймов
Внутренний»
» » D, =75 мм = 3 дюйма
Закалка в воде со слабым перемешиванием: H = 1,0 по табл. 11.
Имеем тогда:
= 0,25,
~н
D„â€” D, = 9 дюймов,
К (О„— D.) = 9.

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
По диаграмме рис. 95 определяем для этих условий — ' = 0,6. Сле-
/
DH
довательно, искомый диаметр эквивалентной сплошной заготовки
D, = D„0,6 = 12 дюймов . 0.6=72 дюйма = 180 мм.
Полученный результат означает, что у данной трубчатой заготовки
при закалке в воде со слабым перемен.;иванием твердость на середине
ее стенки толщиной 112 мм будет такая же, как в центре сплошной
круглой заготовки диам. 180 мм. Другими словами, диаметр прокали-
вающейся насквозь сплошной заготовки значительно больше, чем тол-
щина стенки прокаливающейся насквозь при таких же условиях охлаж-
РФ 06'
Dg/Л„
Р»с 95. Диаграмма для определения диаметра сплошной
цилиндрической заготовки, эквивалентной по прокаливае-
мости трубчатой заготовке
денпя трубчатой заготовки, изготовленной из той же стали, причем эта
разница очень мало изменяется с увеличением резкости закалки трубы.
Следует, однако, учесть, что в зависимости от размеров трубчатой за-
готовки скорость охлаждений на внутренней поверхности может быть
больше, чем на наружной.
Метод торцовой закалки в своем обычном виде пригоден для опре-
деления прокаливаемости только сталей средней легпрованности и мало
пригоден для испытания как глубоко прокаливающихся, так и мелко
прокаливающихся, а также слабо закаливающихся сталей. При малой
прокаливаемости твердость по длине образца падает очень резко. В слу-
чае стали с большой прокаливаемостью (а также слабо закаливаю-
щейся), наоборот, получается очень малый перепад твердости по длине,
или горизонтальная прямая. Объясняется это тем, что минимальная
скорость охлаждения образца торцовой закалки на «горячем» конце,
соответствующая скорости охлаждения на воздухе стального цилиндра
диаметром 25 мм, превышает критическую скорость охлаждения для

] 52 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
глубоко прокаливающихся конструкционных и инструментальных ста-
лей повышенной легированности.
Поэтому использовать метод торцовой закалки для определения
прокаливаемости таких сталей можно только замедляя охлаждение од-
ного конца образца. В этом направлении и ведутся основные работы
Но при сохранении основного принципа могут быть разные способы и
вариа~нты его практического осуществления. К настоящему ~времени
предложено и опробовано несколько таких способов и вариантов.
Способы первой группы 1см. 407, 169] заключаются в том, что испы-
туемый образец ввинчивается в массивный блок и вместе с ням нагре-
вается и охлаждается. Замедленное охлаждение «горячего» конца об-
разца при этом достигается за счет теплоты, аккумулированной блоком
Изменяя размеры блока, форму образца и способ охлаждения его тор-
ца, можно получить различные диапазоны скорости охлаждения вдоль
образца, на котором измеряется твердость обычным для метода торцо-
вой закалки способом. Материал блока на режиме охлаждения практи-
чески не сказывается. Для большего удобства можно применять раз-
борный блок. Можно также ввинчивать в блок с обоих концов по образ-
цу и, следовательно, испытывать одновременно два образца, что осо-
бенно удобно в случае охлаждения всей системы на воздухе
При воздушном охлаждении системы блок — образец достигается
диапазон скоростей охлаждения, достаточный для изучения прокалива-
емости весьма болыгого количества конструкционных и инстру~менталь-
ных сталей повышенной легированности [4071. Но получаемые при этом
верхние значения скорости охлаждения, т. е. на «холодном» конце об-
разца, слишком ~малы для того, чтобы можно было этим способом изу-
чать прокаливаемость средне- и малолегированных сталей, так как на
«холодном»:онце образца у таких сталей не получается мартенсита.
Если же систему блок — образец подвергнуть торцовой закалке,
т. е. охлаждать образец с торца водой, то скорость охлаждения в поло-
вине образца, прилегающей к блоку, остается малой. составляя около
0,2' С/сек, тогда как в половине или почти в половине образца, прилега-
кщей к охлаждае~мому водой торцу, скорость охлаждения приблизи-
тельно такая же, как в нормальном образце торцовой закалки 1169]
Это позволяет пользоваться способом блок-образцов для изучения
прокаливаемости не только глубокопрокаливающ~ихся высоколегирован-
HbIx, но и средне- и малолегированных сталей.
В способах второй группы 1409] уменьшение скорости охлаждения
одного конца испытуемого образца достигается погружением части или
всего образца в предварительно подогретую до 250 — 350' печь (или
в упаковку). Основные трудности при использовании таких способов
связаны с необходимостью предотвращения изотермических процессов
разложения аустенита. Кроме того, трудно обеспечить стандартные ус-
ловия охлаждения печи и, следовательно, воспроизводимость скорости
охлаждения в каждой точке образца.
Для сталей, обладающих слабой прокаливаемостью, используют
различные методы, в том числе основанный на принципе торцовой за-
калки, но с применением образца с выточкой или так называемого
образца 1147]. При закалке такого образца получается более растяну-
тая кривая твердость — ра~сстояние от охлаждаемого водой торца. Дру-
гой метод заключается в том, что образец диаметром 7,7 мм на одном
конце и 7,4 мм на другом и длиною 90 мм вкладывают в отверстие ко-
нической снаружи стальной бомбы, причем кольцевой зазор между ис-
пытуемым образцом и стенками отверстия заполняется легкоплавким

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
153
' 0 способе определения прокаливаемости углеродистой инст1:ументальной стали
в,плавочном контроле будет сказано на стр. 409. 0 специальном способе определения
прокаливаемости цементуемой стали, предложенном в Гсрмании и применяемом там
для изыскания новых марок стали этого типа, см. стр. 364.
сплавом, который создает тепловой контакт между образцом и бомбой.
Бомбу с образцом нагревают до температуры закалки испытуемой ста-
ли и охлаждают в воде. Был разработан также метод, главным обра-
зом для определения прокаливаемости углеродистой инструменталь-
ной стали, заключающийся в закалке образца, имеющего форму усечен-
ного конуса длиною 125 мм и диаметром оснований 38 и 6 мм [147].
Закалив такой конус в интересующей нас среде, его разрезают в про-
дольпо~м направлении и измеряют твердо~сть вдоль оси. Определив за-
тем по кривой твердости расстояние от усеченной вершины конуса до
точки на оси, соответствующей критической твердости стали,,можно
количественно характеризовать прокаливаемость двояким, способом,
в частности критическим диаметром, который равен длине перпендику-
ляра, опущенного из точки критической твердости на образующую
конуса.
Крупный недостаток метода, заключающийся в необходимости раз-
резать закаленный длинный конус, устраняется в предложенном маг-
нитном методе оценки прокаливаемости 11471.
Предлагались и другие методы определения прокаливаемости сла-
бопрокаливающихся сталей, в частности с применением клиновидного
образца и др., на которых мы здесь не останавливаемся'.
Наиболее интересны для практики методы определения прокалива-
емости, в которых копируется на образцах режим охлаждения изделий.
Такие методы пока разрабатывались в основном для изучения прока-
ливаемости толстых плит. К ним относится, например, метод двухтор-
иовой закалки [1711. К нагретому до температуры закалки образцу, ле-
жащему горизонтально на опорах, по трубкам диаметром 12,5 мм под-
водится вода, охлаждающая одновре~менно оба его торца. Длина образ-
ца равна четырехкратному диаметру. При двухторцовой закалке ско-
рость охлаждения во всех интервалах температур, а следовательно, и
твердость в центре образца, имеют практически такие же значения,
как скорость охлаждения и твердость в центре плиты из той же стали,
толщина которой равна длине испытуемого образца. Авторы считают,
что для того, чтобы компенсировать неточности, связанные с радиаль-
ным воздушным охлаждением испытуемого образца, достаточно делать
длину образца на 10 — 12~/р больше толщины интересующей нас плиты,
сохраняя при этом постоянное отношение длины образца к его диамет-
ру, равное 4. Однако при увеличении длины образца (толщины плиты)
эта погрешность резко увеличивается [18].
Значительно более точный и имеющий больше возможностей ~ме-
тод, копирующий на образцах режим охлаждения изделий, предложен
и осуществлен А. Л. Немчинским [181. Он предложил образцы такой
формы, при которой в них наиболее точно копируется динамика изме-
нения температурного поля в изделии различной элементарной геомет-
рической формы — пластины, сплошного цилиндра, трубы, шара. Для
изделия в виде пластины этому условию удовлетворяет образец цилинд-
рический и призматический, причем обычно прыменяется первый, так
как его легче изготовить. Испытуемый об~разец охлаждается только
с одного торца. Поэтому для копирования режима охлаждения пли-
ты, подвергающейся в процессе закалки одинаковому охлаждению с
обеих сторон, длина образца может быть равна только половине тол-

154 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
щицы плиты при условии, что тепловой поток через второй торец будет
практически равен нулю. Это условие удовлетворяется при защи-
те второго торца тепловой изоляцией. Тепловая изоляция необходима
также для уменьц,ения охлаждения боковой поверхности образца. В ка-
честве тепловой изоляции применяются тонкие железные экраны (г
и д на рис. 96). Однако при испытании образца большой длины, соот-
ветствующего плите толщиною больше 400 мм, одной экранной изоля-
ции,недостаточно. Поэтому в устройстве экраны помещаются в йечи,
состоящей из трех секций (а, б и в на рис. 96).
Рис. 96. Схема устройс'гва
А. Л. Немчинского для
определения прокаливае-
мости
Рис. 97. Схема метода, в кото-
ром комбинируются ударные или
разрывные образцы с прибором
А. Л. Немчинского.
1 — кассета; 2 — ударные образцы
3 — легкоплавкий металл; 4 — экран;
Э — ВОДОСЛИВ
Одно из достоинств метода заключается в воэможности изучать
прокаливаемость стали при охлаждении в определенной конкретной
среде, вследствие чего отпадают ошибки, связанные с рас1етами по ко-
эффициенту И, и при различных вариантах прерывистой закалки.
другое достоинство метода — ~в возможности изучения прокаливае-
мости стали не только по твердости, но и по распределению механиче-
ческих свойств (поперек направленпя деформирования) и измененио
вида излома вдоль образца, а следовательно, и по толщине моделируе-
мого изделия. С этой целью испытуемый образец (е на рис. 96) имеет
ди а м етр 60 — 80 мм.
К методам, копирующим условия охлаждения изделий определен-
ны х размеров и формы либо по всему их сечению, либо в центральной
его части, относятся и предложенные С. И. Сахиньы [1701, в которых
главные критерии прокаливаемости — это вид излома (см. стр. 144)
и механические свойства.
В первом из его методов сложенные в определенном сочетании
ударные (или разрывные, но в соответствующих цилиндрических кас-
сетах) образцы после выдержки при требуемой температуре закалки
подвешивают на горизонтальной проволоке на расстоянии 150 мм друг
от друга и охлаждают на воздухе. Каждому сочетанию образцов соот-
ветствует скорость охлаждения центра изделия определенной формы
и размеров в определенной среде. Охлажденные образцы подвергают

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
155
высокому отпуску, затем их ломают и определяют вид излома, количе-
ственно оценивая его по доле волокнистой составляющей в сечении.
Яля предотвращения отпускной хрупкости на характер излома образ-
цы, каждый в отдельности, следует охладить с температуры отпуска
в воде. Если же требуется выявить одновременное влияние на вид из-
лома и количества немартенситных продуктов разложения аустенита,
полученных при закалке, и процессов, связанных с отпускной хрупко-
стью, образцы и после отпуска следует охладить в условиях, копирую-
щих охлаждение центра соответствующего изделия.
Второй метод представляет собою комбинацию первого с методом
и прибором А. Л. Немчинского. В этом случае, как это видно из рис. 97,
ударные образцы или заготовки разрывных образцов исследуемой ста-
ли закладываются перед нагреванием в канавку, изготовленную фре-
зерованием в образце Немчинского, причем для улучшения теплового
контакта зазор заполняется легкоплавким сплавом. Таки~м образом, ис-
следуемые ударные образцы охлаждаются в условиях, копирующих
охлаждение центра плоского изделия, толщина которого равна двойной
длине образца Немчинского. Этот комбинированный .метод позволяет
также судить о закаливающей способности различных охлаждающих
сред по отношению к исследуемой стали, поскольку в приборе можно
по желанию менять среды.
В третьем методе С. И. Сахина прокаливаемость определяется на
брусках, толщина которых равна фактической толщине интересующе-
го нас изделия. При изучении прокаливаемости плоских изделий при-
меняется брусок длиной 250 мм и шириной 80 мм. ~ак видно из рис. 98,
Рис. 98. Эскиз монтажа брусков, в
каторых ~воспроизводятся условия
термичвской обработки реальных,из-
делий
испытуемый брусок 3 обертывается двойным слоем листового асбеста
2, смоченным раствором жидкого стекла, и монтируется в железный
кожух 1 толщиной 8 — 10 мм в виде струбцин, стягиваемых болтами.
После просушки всю эту систему нагревают до температуры закалки
и охлаждают погружением в любой интересующей нас среде. В таком
бруске копируются условия охлаждения реального изделия на любом
расстоянии от поверхности последнего в данной среде при закалке и при
отпуске. Изменение твердости по толщине бруска после закалки можно
определять, из~меряя ее на поверхностях, которые во время охлаждения
были защищены тепловой изоляцией, так как значения твердости полу-
чаются при этом практически такие же, как и по сечению разрезанного
бруска. Яля установления и оценки вида излома брусок после высокого
от~~уска надрезают и ломают, а для изучения механических свойств из
него вырезают соответствующие образцы. Этот метод может быть при
менен и для изучения прокаливаемости малолегированной стали.

]QQ ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Из сказанного следует, что наиболее актуальной задачей являетсч
конструктивная разработка и опробование конкретных методов, копи-
рующих условия охлаждения реальных изделий самых разнообразных
форм.
Г. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И ДРУГИХ ФАКТОРОВ
НА ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Влияние химического состава и различных физико-химических фак-
торов на прокаливаемость стали, как следует из сказанного выше, необ-
ходимо изучать раздельно для псрлитной и игольчатотрооститной про-
каливаемости. Однако это условие до недавнего времени обычно не со-
олюдалось, что вносит некоторую путаницу и не всегда позволяет и ра-
вильно толковать имеющиеся результаты исследований. Поэтому в даль-
нейц;ем, говоря о влиянии важнейших факторов, мы будем иметь в виду,
прежде всего, перлитную прокаливаемость и делать соответствующие
оговорки в тех случаях, когда экспери)ментальные данные позволяют
судить о влиянии того или иного фактора на игольчатотрооститную
и р окалив аемость.
Ре~шающее влияние на прокаливаемость стали оказывают следую-
щие основные факторы:
1) химический состав стали (точнее, состав аустенита};
2) величина зерна аустенита;
3) однородность аустенита.
Другие факторы либо имеют второстепенное значение для прока-
ливаемости, либо их влияние является производным от влияния того
ИЛИ ИНОГО ИЗ ТРЕХ ОСНОВНЫХ.
К, р у п н о е з е р н о аустенита при прочих равных условиях уве-
личивает прокаливаемость стали. Это обстоятельство, как и влияние
величины зерна в некоторых других направлениях, очевидно, связано
с протяженностью границ зерен, которая тем меньше, чем крупнее зер-
но. А так как зародышевые центры образуются в первую очередь по
границам зерен аустенита, то при крупном зерне легче переохладить
аустенит, и прокаливаемость увеличивается.
Качественно влияние величины зерна на прокаливаемость стали бы-
ло установлено давно [см. 158] и многократно подтверждалось различ-
ными исследованиями и заводской практикой. Для того чтобы получить
некоторое представление о количественном влияниями зерна, достаточно
сказать, что в углеродистой стали при укрупнении зерна от номера в 6
до номера 1 — 2 глубина закаленного слоя увеличивается ,в 2 — 3 раза.
Если прокаливаемость характеризуется количественно величиной кр~ити-
ческого диаметра, то можно считать, что наблюдается приблизительно
прямолинейная обратная зависимость между номером зерна и квадра-
том идеального критического диаметра. В легированной стали влияние
величины зерна на прокаливаемость оказывается сильнее, чем в углеро-
дистой, что, по-видимому, связано с обогащением, границы зерна леги-
рующими элементами.
Сказанное относится к перлитной прокаливаемости. Что касается
игольчатотрооститной прокаливаемости, то считается 1144, 166 и др.],
что она от величины зерна не зависит. Хотя последнее и сомнительно,
следует сказать, что влияние величины зерна здесь действительно значи-
тельно слабее. Во всяком случае при непрерывном охлаждении и иголь-
чатотрооститная прокаливаемость с измельчением зерна уменьшается,
вследствие того, что частичное разложение аустенита в перлитной об-
ласти ускоряет его разложение в промежуточной области.

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Особо необходимо подчеркнуть, что для прокаливаемости, как и
для других свойств, важна фактическая величина зерна аустенита не-
посредственно перед закалкой. Так называемая «природная» величина
зерна, которая может быть регулируема в процессе плавки, никакого
1
значения для прокаливаемости не имеет и только определяет теипера-
туру нагрева, при которой получается определенная величина зерна ау-
стенита, или же величину зерна аустенита, получаемую при заданной
темп ер атур е.
С влиянием величины зерна, по-видимо~му, частично связан и воп-
рос о сравнительной прокаливаемости литой и кованой или катаной
° стали одного и того же химического состава.
Прокаливаемость литой стали принципиально может отличаться от
прокалнваемости кованой или катаной при прочих равных условиях
либо за счет меньшей' анизотропности,
либо за счет большей ликвации, либо
за счет разницы в величине зерна. Пер-
вое предположение, однако, отпадает,
так как мы не нашли никакой разницы 6 ф
в прокаливаемости на образцах одной ~ф
и той же стали, взятых вдоль и попе-
1
рек прокатки. Различие может, следа- ~ 60&
вательно, объясняться в основном раз-
l3
~с ц~
ницеи в степени ликвации и в величине %~ ф4Ю
зерна. -~ а
г
Для уничтожения или уменьшения ~~~~ egg
первого из этих двух источников рас- ©
хождения целесообразно литой обра-
зец дольше выдерживать при темпера-
туре закалки или еще лучше — при
температуре. предшествующей испыта-
Рис. 99. Влияние углерода на кри-
целесо тичеокую скорость охлаждения чи-
нию нормализа ии
образно проводить и с более высокой стых (1) и технических (2) железо-
температуры, чем для кованого или ка- углеродистых сплавов
такого. Уничтожение же или умень-
шение разницы в величине зерна может быть достигнуто регулировани-
ем массы изложницы, в которую отливается образец. Имеются данные
о том, что близкие значения величины зерна у литого и катаного образ-
цов получаются в том случае, когда отношение веса изложницы к весу
отливаемого образца составляет 7: 1.
Химический состав стали оказывает наиболее сильное
влияние на ее прокаливаемость На рис. 99 представлено влияние угле-
рода на критическую скорость охлаждения по исследованиям разных
авторов. Данные эти не очень точны, так как в них либо не учитыва-
.пась величина зерна аустенита (кривая 1), либо не переводились в ра-
створ все карбиды в заэвтектоидной стали (кривая 2). Поэтому они
полька иллюстрируют относительное влияние углерода и примесей. Из-
менение углеродом критической скорости охлаждения воспроизводит
его различное влияние на устойчивость переохлажденного аустенита
в перлитной области в доэвтектоидной и заэвтектоидной стали. Сопо-
ставление же кривых 1 и 2 рис. 99 указывает на сильное понижение
критической скорости охлаждения обычными примесями.
Что касается легирующих элементов, то их относительное
Д2 ОФ О b' 6,'8 Ф,О У,2
оур
' См. сноску на стр. 86.

158 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
влияние на прокаливаемость стали может быть оценено по степени
увел~ичения или уменьшения ими устойчивости переохлажденного ау-
стенита в перлитной и в промежуточной областях. Однако, несмотря
на большое количество работ в этой области, до сих пор еще нет еди-
ных и достаточно достоверных данных о к ол ичес тв ен Ho M влия-
нии элементов на прокаливаемость стали. Особенно это относится к
одновременному вл*.'янию нескольких элементов, присутствующих в ста-
ли в различных комбинациях, одним из которых всегда является угле-
род.
Были попытки характеризовать количественное влияние каждого
элемента эмпирическим коэффи~циентом, а общую прокаливаемость ста-
ли оценивать по сумме произведений этих коэффициентов на содержа-
ние данного. элемента, названной «мимическим фактором». Однако в
последние годы получила распространение предложенная М. А. Грос-
сманом [162] система, которая может быть названа системой коэф-
фициентов-множителей. Сущность ее заключается в том, что влияние
каждого легирующего элемента при данном его содержании в стали на
ее прокаливаемость характеризуется независимым коэффициентом, на
который необходимо умножить критический диаметр стали до введения
в нее данного элемента, чтобы получить искомый критический диаметр.
Если, следовательно, знать идеальный критический диа|метр для чисто-
го сплава железа с углеродом, составляющего' основу данной легиро-
ванной стали, то, умножая эту исходную величину последовательно
на коэффициенты-множители, характеризующие каждый из содержа-
щихся в стали легирующих элементов, мы должны получить идеальный
критический диаметр легированной стали заданного состава. После это-
го легко найти при помощи диаграммы рис. 94 действительный крити-
ческий диаметр стали для интересующей нас закалочной среды. Другими
словами, при помощи коэффициентов-множителей можно не только
характеризовать количественное влияние разл~ичных легирующих эле-
ментов, но и рассчитать прокаливаемость стали по ее химическому со-
ставу. Необходимые для такого расчета исходные значения идеально-
го критического диаметра для углеродистой основы могут быть найдены
как произведение D, y С, где С — содержание углерода в весовых про-
центах, à D, — идеальный критический диаметр, соответствующий зерну
данной, величины. Наиболее достоверные значения D, [144] для «полу-
мартенситной» и «мартенситной» прокаливаемости приводятся ниже:
Номер При 50~4 мартенсита При 95~~ мартенсита
зерна дюймы мм дюймы мм
1 Q,546 13,9 0,41Q 10,4
2 0,50& t; 1 ,8 0, 78
3 0,465 11,8 0,350 8,9
4 0,429 10,8 0,323 8,2
5 0,397 10,1 0,298 7,6
6 0,366 9,3 0,275 7,0
7 0,338 8,6 0,2544 6,5
8 Q,312 7,9 0,234 5,9
9 0,288 7,3 0,217 5,5
10 0,266 6,7 0,200
взятый произвольно пр~имер поможет яснее представить себе эту
систему. Пусть требуется рассчитать прокаливаемость конструкцион-
ной стали, содержащей 0,36о/о С, 0,4 /î Si, 0,3~~о Мп, 0,03 /о S, 0,02 /о Р,
1 2% Сг 1 бо/ Ni и 0,2o/„Mo. Зерно этой стали пусть соответствует но-
меру 6 По формуле0, y/ С определяем исходный идеальный критиче-

159
ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
ский диаметр, который составляет 0,22 дюйма. Затем находим из
табл. 12 значения коэффициентов-множителей, соответствующих каждо-
му из легирующих элементов при заданном его содержании в нашей
тали. Перемножив на них последовательно величину 0,22 дюйма, по-
лучим (обозначение элемента показывает содержа~ние его в стали в
весовых про1центах):
D, = 0,22 ° 1,26S i ° 2,5Мп ° 0,964S ° 1,050P ° 3,5Cr ° 1,672Ni х
х 1,514Mo = 6,2 дюйма = 155 мм.
По диаграмме рис. 94 находим тогда критический диа~метр: при закалке
в масле со средним перемешиванием (H = 0,35, табл. 11) D = 4,03 дюй-
ма=102 мм; при закалке в воде со средним перемешиванием (Н=1,2)
0= 5,7 дюйма=143 мм.
Ряд исследований, про~веденных нами, а также в различных лабо-
раториях Советского Союза и других стран, показали, что п р и н ц и п ис-
пользования коэфф~ициентов-множителей для количественной характе-
ристики влияния элементов в основном может быть принят. Однако
предпосылка, что коэффициенты-множители независимы, оказалась не-
верной. Независимость коэффициентов-множителей означает, что коэф-
фициент, на который должен быть умножен идеальный критический
диаметр основы, не зависит от ее состава, а зависит только от характе-
ра вводимого дополнительно легирующего элемента и его количества.
Из того, что было сказано выше относительно влияния легирующих
элементов и их сочетаний на устойчивость переохлажденного аустенига
в различных областях температур, следует, что такая предпосылка и
не может быть верна всегда. Это наглядно подтверждается экспери-
ментальными данными, приведенными на рис. 100 [163]. Мы видим, что
при введенви никеля в конструкционную сталь с 0,45 — 0,500/o C идеаль-
ный критический диаметр и коэффициенты множители повышаются зна-
чительно сильней в том случае, когда в стали содержится хром, марга-
нец или молибден. Это подтверждается также давно известным из
практики фактом более сильного влияния никеля в хромоникелевой и
хромоннкельмолибденовой конструкционной стали на ее прокаливае-
мость, чем в никелевой.
Это не могло не сказаться на результатах определения разными ав-
торами значений коэффициентов-множителей для того или иного эле-
мента даже в простой основе, вследствие чего приводимые в настоящее
время в литературе значения коэффициентов-множителей часто' сильна
расходятся. Большие расхождения могут быть обусловлены также мето-
дикой, особенно способом определения «исходного» критического диа-
метра, на который необходимо делить измеренный для получения инте-
ресующего нас коэффициента-множителя. Немалое значение имеет и
температура закалки, при которой определяются коэффициенты, в ча-
стности вследствие различного влияния разных элементов на укрупне-
ние зерна аустенита. Особенно важную роль играет температура закал-
ки в том случае, когда в стали содержатся карбидообразующие эле-
менты, как будет сказано подробнее ниже.
Поэтому значения коэффициентов-множителей в табл. 12 приведе-
ны либо по собственным исследованиям автора и др. [139], либо, если по
исследованиям других авторов, то выбраны те данные, которые по раз-
ным причинам представляются наиболее правдоподобными. В табл. 12
обозначение соответствующего легирующего элемента указывает содер-
жание его в стали в весовых процентах.

] 60 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Наименее надежны значения коэффпциенто~в-множителей для
карбидообразующих элементов. Действие пх может полностью про-
явиться, естественно, только в том случае, когда при температуре за-
калки все карбиды и другие образуемые ими фазы переведены в ра-
створ, так как иначе в аустените B момент закалки будет меньше не
только легирующего элемента, но и углерода, пе говоря уже о том,
что нерастворившиеся фазы будут оказывать зародышевое действие.
ускоряя разложение аустенита. Это особенно относится к таким эле-
О"
Я
г
Я.
Ь
1
0 1 2
3 0 ~ 2 3 0 ~ 2 3
jyi О/О
б Ю
175
~5О
425
Ъ;~
р„- ~ОО
75
E
50
25
0
Ус, %
Рис. 100. Вл~иян~ие никеля на прокал~иваемость стали, леги-
рова~нной третьим элементом (марганцем, хромом или
молибденом)
ментам как титан, ванадий, ниобий, цирконий, тантал и др., образующим
стойкие фазы, и объясняет наибольшее количество противоречивых
данных о влиянии этих элементов на прокаливаемость (вплоть до
того, что некоторые из них — титан, ниобий — якобы уменьшают про-
каливаемость) .
Некоторые наши исследования [139] позволяют. считать, что 'прн
содержании ванадия, титана и циркония в количествах до 0,03 — 0,05%
они действуют только через образуемые ими стойкие фазы, косвенно
понижая прокаливаемость, что особенно заметно при высоких темпера-
турах закалки вследствие торможения ими роста аустенитного зерна.
Точно так же эти элементы косвенно могут понижать прокаливаемость и
при содержании их в больш~их количествах, вследствие образования ими
труднорастворимых карбидов. Если же они тем или иным способом
переведены в раствор, то при любом их содержании в стали они долж-
ны увеличивать прокаливаемость. Это подтверждается и эксперимен-

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
161
Таблица 12
Значения коэффициентов-множителей для некоторых легирующих элементов
Легирующий
элемент
Аегирующий
элемент
Коэффициент-множитель
Коэффициент-множитель
1+5,0 Мп
(закалка с 830')
1+5,5 Мп
(закалка с 870')
1+0,65.Si (&lt 1%
1 65 Я (~1о~ Si)
Мп (до 1,6%)
Ч (0,05 — 0,20%)
Ti (0,05 0 2%)
В ((0,001%)
1+1,73 V
1+5,7 Ti
1+450В1
Si (до 2,5%)
W
Be
P
As
S
Со
1+1,2 W
1+7,5 Be
1+2,5 P
1+0,6 As
1 — 1,2 $
1 — 0,06 Со
1+0,42 Ni
1+0,27 Си
1+2,25 Сг
1+2,96 Мо
1+2,53 Zr
Ni
Си
Сг
Мо
Zf ((0,05%)
' Зависит также от количества содержащегося в стали углерода, см. стр. 166.
талька, если откладывать значения коэффициентов-множителей в за-
висимости не от общего количества, а от «растворимого в кислоте» ко-
личества этих элементов, т. е. количества их, содержащегося в твердом
растворе. Влияние их на прокаливаемость при малом общем содержа-
нии является, следовательно, разностью повышающего влияния «ра-
створимого» количества и косвенного понижающего влияния из-за тор-
можения роста зерна и зародышевого действия, причем последнее пере-
вешивает. Новые исследования [3171 подтверждают также, что в случае
частичного перевода в раствор образуемых ими стойких карбидов титан,
ванадий, ниобий, цирконий и тантал и при повышенном содержании их
в стали, как и следовало ожидать, повышают прокаливаемость. Ча-
стичный перевод в раствор карбидов этих элементов при температурах
до 900 — 1000' достигался авторами путем введения в сталь марганца
в количестве 1,5 — 2,5%, а также, хотя и в меньшей степени, хрома или
хрома и марганца одновременно.
Поэтому мы в табл. 12 для ниобия, тантала и др. вовсе не приво-
дим коэффициентов, так как указываемые для ~них в литературе значе-
ния явно неверны. В связи с отсутствием достоверных данных о количе-
ственном его влиянии не приводится коэффициент и для алюминия. Яля
титана же, ванадия и циркония приведены средние коэффициенты, ко.
торыми, однако, можно пользоваться только при содержании этих эле-
ментов в стали в указанных узких пределах. Среди элементов, понижаю-
щих прокаливаемость стали, обращает на себя внимание сера (то же
относится к теллуру и, по-видимому, селену). Так как сера не входит
в твердый раствор, то ее влияние, очевидно, косвенное и объясняется
тем, что связывая часть марганца в MnS, сера ослабляет erp действие.
Приведенные в табл. 12 коэффициенты относятся к перлитной
прокаливаемости. Количественное влияние элементов на игольчатотро-
оститную прокаливаемость изучено еще очень мало. Приближенные зна-
чения идеального критического диаметра в зависимости от содержания
в стали углерода, характеризующие игольчатотрооститную прокали-
ваемость — полную и полумартенситную, ~приведены на рис. 101 [144].
1ак как игольчатотрооститную прокаливаемость, как указывалось вы-
ше, считают не зависящей от величины зерна, то на диаграмме влияния

] 62 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
углерода имеется только одна кривая для каждого критерия. Идеаль-
ный критический диаметр может быть найден также из численного вы-
ражения D, 0,494 С (в дюймах) для 50'/о мартенсита ~и D1 0,272+C
для почти полностью мартенситной структуры в центре. В легирован-
ной конструкционной стали углерод является одним из наиболее дей-
ственных факторов, способствующих увеличению игольчатотрооститной
прокаливаемости (см. стр. 119). Что касается количественного влия-
ния легирующих элементов, то для марганца, никеля, фосфора, серы и
меди найдены [144] такие же коэффициенты-множители, как и для
перлитной прокаливаемости. Для хрома же и молибдена коэффициен-
ты-множители определяются равенством
Сг . . . . . т = 1+1,16 Сг,
Мо..... т=1,
т. е. хром влияет приблизительно в 2 раза слабее, а молибден вовсе не
влияет на игольчатотрооститную прокаливаемость.
0 ~0 0,20 03g О ФО
С,
Рис. 101. Зависимость идеального критического диаметра
при игольчатотрооститной прокаливаемости стали от со-
держаыия в ней углерода:
1 — 50'/~ мартенсита; 2 — почти 100% мартенсита
Однако некоторые элементы, например молибден, хром и др., как
было замечено уже давно [167] и подтверждается в новых исследова-
ниях, оказывают различное количественное влияние на прокаливае-
мость (и игольчатотрооститную, и перлитную) в доэвтектоидной и в
заэвтектоидной стали. Приведенные здесь данные для расчета прока-
ливаемости по химическому составу применимы главным образом
конструкционным сталям, содержащим 0,25 — 0,55О/о С и имеющим о6-
щую легированность до 4 — 5О/о. Кроме того, и в инструментальной, и s
конструкционной стали в практических условиях редко бывает воз-
можно использовать полностью прокаливаемость, обусловленную ра-
створением карбидообразующих элементов, путем закалки заготовки
или детали с достаточно высокой температуры, так как это приводит
к укрупнению зерна к понижению ударной вязкости. Поэтому следует
считать правильными попытки установления «частных» коэффициен-
тов-множителей, при~менимых,в пределах стали определенного типа.
закаливаемой в реальных для данного типа условиях, независимо от
того, переводятся ли при этом карбиды полностью в раствор или нет
(см. 144] и рис. 251 — 254).
Недостаточная достоверность значений коэффициентов-множите-
лей — не единственный источник погрешностей при определении прока-

163
пРОКАлиВАемОсть и зАКАлиВАемОсть стАли
50
& t;
Ю
ъ~ 30
Рис. 102. Полоса прокалива-
емости для хромистой стали
38Х и линии прокаливаемости
или трех отдельных плавок (а,
б, в) этой марки
0 5' ФО 45' 20 25 ЮО 8Ю Фд
Расстояние om оклаждавиоао торца,им
Heo6xogmMo заметить, что вследствие большого влияния химиче-
ского состава и экспериментально определяемая прокаливаемость стали
одной H той же марки при содержании в ней элементов на верхнем и
нижнем пределах может различаться более чем в 2 — 2,5 pa3a. B прак-
тике это иногда при~водит к необходимости использования более легиро
ванной стали только потому, что менее легированная при составе, близ-
ком к нижнему пределу, не дает требуемой прокаливаемости. При под-
боре стали по прокаливаемости также необходимо считаться со значе-
ННеМ последней, соответствующим содержанию элементов На нижнем
пределе. Яля возможности &gt ке сужде и о преде ах прокаливаемо
с~а~~ данной марки ~и ее рациональном назначении, о6 однородности
плавок (на заводе-производителе), о правильном использовании отдель-
ных плавок, прокаливаемость которых выше, чем для данной марки, и
решения других задач принято определять для стали каждой марки так
называемую полосу прокаливаемости, ограниченную двумя JIHHHHMH
твердость — расстояние от торца, соответствующими нижнему и верх-
нему пределам содержания элементов в марке. Пример полосы прокали-
ваемости для хромистой стали марки 38Х приведен на рис. 102 [4I0].
Там же показаны линии прокаливаемости для трех отдельных плавок
стали этой марки, свидетельствующие о возможности и целесообраз-
ности установления для них индивидуального назначения.
Кроме химического состава, величины зерна и степени однород-
ности аустенита, на прокаливаемость могут влиять и некоторые другие
факторы, которые можно считать производными от влияния основных.
Температура нагрева стали перед закалкой непосредственного влия-
ния на прокаливаемость не оказывает. Вызываемое же высоким нагре-
ливаемости стали по ее химическому составу. вкругими источниками
могут быть неточности в определении величины зерна и данных хими-
ческого анализа.
Если ошибки при химическом анализе и при определении величины
зерна направлены в одну сторону, то общая ошибка расчета может до-
ходить до 30 — 35о/о от величины идеального критического диаметра.
Поэтому наибольшее практическое значение расчетное определение
прокаливаемости стали по ее химическому составу. может, иметь при
оценке относительного количественного влияния разных элементов, а
также при выборе или &lt;&lt;проектиро ании» легиро анной ста и для
деленных деталей или заготовок, когда расчет, пусть даже недостаточ-
но точный, позволяет значительно уменьшить количество олыгных пла-
вок. Но и для текущих плавок иногда бывает целесообразно рассчитать
прокаливаемость по составу, особенно для получения сравнительных
данных.

164 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
вом углубление закалки, как уже отмечалось, связано с укрупнением
аустенитного зерна и более полным растворением различных фаз, глав-
ным образом карбидов. В частности, в основном по этой причине угле-
род в заэвтектоидной инструментальной стали, которая обычно закали-
аается с пониженной температуры, уменьшает прокаливаемость (см.
рис. 252 и 254).
Ср скоростью растворения карбидов при нагреве и получением одно-
родного аустенита связано влияние на прокаливаемость стали таких фак-
торов, как ее исходная структура, продолжительность выдержки при тем-
пературе закалки и т. п. Поэтому влияние исходной структуры тем силь-
нее, чем более легирована сталь карбидообразующи~ми элементами.
Так, например, из рис. 103 и 104 [79] видно, что прокаливаемость у
40
1
'~ 30
ц, 25
~b
b z0
~М
Ф;) а
&l
870 ЯЮ Я50
~емпература закалки, 'C'
&lt 5 Ю Л В
Продолжоеельтсвь Ъдержкц мин
Р~ис. 103. ВлияБие предварительной
термической обработка на прокали-
ваем ость хромистой, нвкел евой,и
хромомолибденовой сталей. П~родол-
ж~ительность выдержки при темпе-
ратуре закалии 15 мын.:
нормализация
закалка
— X — Х — Х — отжиг
Рис. 104. Влияние продолжительности
выдержки при температуре закалки на
арокаливаемость хромистой, никелевой
и хромомолибдвновой сталей:
нормализация
-- — — — закалка
хромомолибденовой стали 35ХМ более чувствительна к исходной струк-
туре, чем у никелевой стали 40Н.
Значительное влияние на прокалываемость оказывает также лик-
ва~ция.,7~ля получения однородного аустенита в стали, в которой наблю-
дается ликвация, необходима длительная выдержка при температуре
закалки. Применительно к литым образцам, в которых ликвация выра-
жена наиболее сильно, на это обстоятельство уже указывалось. Hp и в
кованой или катаной стали увеличение продолжительности выдержки
при температуре закалки, как это следует, например, из рис. 104 [79],
повышает прокаливаемость, частично за счет устранения остатков
ликвации, частично за счет устранения флуктуационной неоднород-
иости аустенита.
Из сказанного следует, что прокаливаемость стали в изделиях мо-
жет сильно отличаться от прокаливаемости той же стал~и, измереннон
на образце торцовой закалки в стандартных условиях, причем заранее
невозможно предсказать разницу, а иногда даже и знак этой разницы '.
' Всегда понижает прокаливаемость окалина на поверхности изделия.

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
165
Поэтому можно рекомендовать испытание прокаливаемости для произ-
водственных целей вести в условиях, соответствующих реальным изде-
лиям в смысле исходной структуры, продолжительности выдержки
и др. Измерение же прокаливаемости в стандартных условиях сохра-
няет свою ценность для сравнительных лабораторных испытаний.
В заключение необходимо сказать, что для практики важна, ко-
нечно, не прокаливаемость сама по себе, а улучшение свойств стали,
обусловленное ее ~высокой прокаливаемостью. Для сталей, которые
после закалки не подвергаются отпуску, например магнитных, или под-
вергаются низкому отпуску, например инструментальных и цементуе-
мых, связь между прокаливаемостью и свойствами достаточно ясна.
Менее ясна эта связь для сталей типа улучшаемых конструкционных,
подвергающихся после закалки высокому отпуску. На этих вопросах мы
остановимся в соответствующих главах.
Д. ВЛИЯНИЕ БОРА НА ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Еще до войны было замечено, что малые добавки некоторых эле-
ментов значительно увеличивают прохаливаемость стали. К таким эле-
ментам относятся, в частности, титан, алюминий, ванадий, цирконий и
6ор. В дальнейшем было показано, что наиболее сильно в этом направ-
лении действует малая добавка 6 о р а. Это и отражено в табл. 12, из ко-
торой видно, что коэффициент-множитель для бора превосходит таковые
для большинства элементов в несколько сот раз, причем эффект от вве-
дения бора простирается только до очень малых его содержаний.
Результаты многочисленных проведенных в этом направлении
разных странах исследований [411, 165, 164, 172 и др.]. несмотря на то,
что они в значительной своей части противоречивы, подтвердили поло-
жительное влияние бора на прокаливаемость улучшаемой и цементуе-
мой конструкционной стали, высокохромистой типа нержавеющей [412]
и др., выплавленной как в лабораторных, так и в промышленных усло-
виях, в печах большой емкости. Было также показано [172], что 6ор улуч-
шает и «прокаливаемость», критерием которой является вид излома
после закалки и вь1сокого отпуска.
При этом, как установлено лабораторными исследованиями [164] и
подтверждается практикой, главным образом американской [411],
действие бора сказывается только тогда, когда сталь предварительно
хорошо раскислена и деазотирована, по-видимому, вследствие того, чго
бор обладает большим сродством к кислороду и азоту. Поэтому перед
введением бора в сталь необходимо ввести алюминий и титан или цирко-
ний. Можно также вводить все добавки из комплексных лигатур, при-
мерные составы которых приведены в главе о легировании конструкцион-
ной стали (та6л. 44 и 45, стр. 342). В США 6ор вводится в «мелкозерни-
стую» сталь, причем количество алюминия в этом случае увеличивается
сверх обычного, т. е. необходимого для уменьшения склонности к росту
зерна.
Обязательное введение одновременно с бором других добавок,
также то, что в американской литературе обычно сравнивается прока-
ливаемость легированной бором стали и стали 6ез бора при неодинако-
вых основах, затрудняет оценку количественного, влияния самого бора на
прокаливаемость. У~становлено, что прои содержании в стали в пределах
от 0,001'/, и даже 0,0005О/р до 0,007 /О В ее лрокаливаемость не меняется
и при том независимо от того, из какой лигатуры он вводился. Опреде-
ленный на большом количестве плавок стали с -0,45'/, С коэффициент-
множитель для бора составляет 1,42.,7~ля коэффи1циента-множителя

) Я ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
приводится также значение 1+ (0,9 — С), где С — содержание углерода
в процентах, что для 0,45% С дает близкое к указанному значение. По
другим даннььм коэффициент-множитель для «мелкозернистой» стали и
при полумартенситной структуре равен 1+ 1,5 (0,9 — С). Возможно, что
эти расхождения IBcB же связаны с влиянием других добавок, вводимых в
сталь из некоторых комплексных лигатур. Действительно, из приведенных
на рис. 150 И65] кривых торцовой закалки, полученных в лабораторном
исследовании для стали с 0,44 — 0,48'/р С без бора, с бором и ванадием, а
также с бором, ванадием и титаном, видно, что протяженность мартен-
ситной зоны для всех сталей с добавками практически одинакова. Ðàñ-
стояние же от охлаждаемого водой торца до зоны с полумартенситной
структурой при содержании в стал~и одновременно с бором других доба-
вок значительно увеличивается.
. 55
р ~5
' ~5
Рис. 105. Кривые прокаливаемости для
сталей с 0,44 — 0,43% С и разными ма-
лыми добавками:
1 — без добавки бора; 2 — с добавкой бора;
3 — с добавкой бора и ванадия; 4 — с добав-
кой бора, ванадия и титана
Я 4 б 8 10 12
Расстояние om тарца г~ ч
Влияние бора на прокаливаемость стали уменьшается с увеличени-
ем количества содержащегося в ней углерода, и уже при -0,9'/, С
влиянием бора практически можно не сч~итаться. Поэтому значение ко-
эффициента-множителя для бора и дается в зависимости от разности
0,9 — С, где С — содержание углерода в стали. Отсюда следует, что ле-
гирование бором для повышения прокаливаемоати целесообразно толь-
ко для улучшаемой и цементуемой конструкционной стали и малоугле.
родистой стали других назначений. На прокаливаемость же стали типа
инструментальной, а также высокоуглеродистого цементированного слоя,
бор практически не влияет. Наибольший эффект предполагался поэтому
в чистом железе, что, однако, не подтвердилось (см. ниже).
Указанная авязь между содержанием углерода в стал~и и влиянием
бора на (e прокаливаемость соответствует установленному факту, что в
эвтектоидной стали разложение аустенита в перлитной области (600—
690') уже при самых малых добавках бора ускоряется, а в области 400—
560' до 0,003'/р В замедляется [165, 418]. В среднеуглеродистой же стали
бор замедляет разложение аустенита при всех подкритических темпе-
ратурах, но и в этом случае значительно сильнее в нижней области.
Действие бора сказывается в полной степейи только при достаточ-
но высокой температуре закалки — 850 вЂ 9'. Однако в некоторых слу-
чаях при закалке с температуры выше 875 — 900' наблюдается уменьше-
ние прокаливаемости легированной бором стали, которое бывает и не-
обратимым и обратимым. В первом случае оно может быть следствием
частичного выгорания бора из наружного слоя. Обратимое же умень
шение прокаливаемости, возможно, связано с образованием и диссоциа-
цией химического соединения неизвестного состава (Ре~В?).
По вопросу о ~механизме влияния бора на прокаливаемость были
высказаны различные предположения. Весьма вероятно, что этот ме-
ханизм особый, так как влияние бора сказывается при очень малых со-
держаниях, после чего действие его практически прекращается. Одни

ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ И ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
167
исследователи считают [173], что при очень малых содержаниях бор ра-
створяется преимущественно в границе зерна, а дальнейшие порции его
распределяются по всему объему зерна. Другие полагают [411], что бор
увеличивает прокаливаемость только потому, что он способствует укруп-
нению зерна. В действительности же бор, хотя и укрупняет зерно (см.
рис. 222), но прокаливаемость он увеличивает и в стали с мелким зер-
ном. Третьи [165] объясняют повышение бором устойчивости аустенита
тем, что он увеличивает коэффициент поверхностного натяжения о на
границе аустенит — зародыш новой фазы, вследствие чего увеличива-
ется работа образования зародыша критического размера, способного
к росту. Четвертые [см. 187] считают, что бор — горофильный элемент,
т. е., наоборот, уменьшает поверхностную энергию, вследствие чего он
адсорбируется положительно и, концентрируясь на поверхности зерна,
повышает прокаливаемость несмотря на то, что величина аустенитного
зерна при этом якобы уменьшается. Но так как уменьшение а должно
приводить не к повышению, а к понижению прокаливаемости, то
В. И. Архаров [419] дополнительно к сказанному считает, что бор обога-
щает прилегающий к границе слой аустенита, имеющий толщину по
меньшей мере порядка размера критического зародыша, обязательно
снижая при этом и объемную энергию аустенита на такую величину, что-
бы ЛР,V (V — объем зародыша) было больше, чем Ла8 (S — площадь
поверхности зародыша) . Высказывались и многие другие предполо-
ЖОНИЯ.
По нашему мнению несомненно, что бор обогащает межкристаллит-
ный слой аустенита и до некоторого незначительного количества раство-
ряется в этом слое. До сих пор нет еще единого мнения по вопросу о том,
образует ли бор с железом твердые растворы замещения или внедрения;
больше данных. однако, в пользу второго. Поэтому взаимодействие его
атомов с атома~ми железа, очевидно, такое же, как у углерода, и приво-
дит к уменьшению разности свободной энергии у- и а-фаз, что затруд-
няет образование зародыша критического размера, увеличивает устой-
чивость аустенита и повышает прокаливаемость. Прекращение действия
бора при малых содержаниях обусловлено его незначительной предель-
ной растворимостью в у-железе при данной температуре, которая изме-
ряется тысячными долями процента'. После того как предел раствори-
мг"ти бора в межкристаллитном слое достигнут, дальнейшее повышение
общего содержания его в стали приводит к образованию ia межкристал-
литном слое химического соединения. Частицы последнего, являясь цен-
трами кристаллизации, ускоояют начало разложения аустенита, что
компенсирует замедлен~ие бором образования критических зародышей в
объеме зерна, обусловленное увеличением его содержания до предела
растворимости в аустените.
С этой точки зрения можно объяснить и ряд других особенностей
влияния бора, в частности установленный в ряде исследований [411. 418]
факт, что бор увеличивает только длительность инкубационного перио-
да, которая определяется образованием критических зародышей на гра-
ни~це зерна, не влияя на продолжительность разложения аустенита, а
также то [165], что он во всех случаях действует значительно сильнее
в промежуточной области подкритических температур, т. е. аналогично
углероду. С этой точки зрен~ия понятно также, что бор, как и углерод,
способствует укрупнению аустенитного зерна при нагреве. При повыше-
нии температуры нагрева для закалки прокаливаемость сначала увели-
' Сообщаются, например, для растноримости значения 0,002'/о В .при 950" и 0,003о~а
при 1000' (М. Е. Nicholson, Лоигп. of Metals. ч. 6, 1954, № 2),'.

1/8 влияние леГиРующих элементОВ КА ФизиКО-химичесКие пРОцессы
чивается за счет увеличения концентрации бора в межкристаллитном
слое до предела его растворимости в последнем, но при дальнейшем по-
вышении температуры закалки и усилении обогащения бором межкри-
сталлитного слоя может образоваться химическое соединение, и прока-
ливаемость снова уменьшится. Наконец, ослабление эффекта от введе-
ния бора углеродом можно объяснить именно тем, что природа действия
их одинакова. Поэтому при высоком содержании углерода в стали срав-
нительно слабый эффект влияния бора, вследствие очень малой его ра-
сгворимости в железе, становится праКтически незаметным. Возможно
также, что углерод еще и понижает и без того малую растворимость бо-
ра в железе. Наконец, с повышением содержания углерода влияние бо-
ра может ослабевать и потому [421], что уменьшается роль превращения
у — ~- ц в прокаливаемости.
Однако полученные в одной из последних работ [50] данные о влия-
нии бора на превращен~ие у — ' u в чистейшем железе, содержавшем
0,001О/р С, 0,0002О/О N, 0,005O/р О и 0,007О/О В, показывают, что механизм
его влияния, возможно, еще более сложный, чем предполагали до сих
пор. В этой работе показано, что в железе бор замедляет превращение
т — э а с л а б е е, чем в малоуглеродистой стали, причем влияние его
у си л и в а ется при повышении температуры нагрева от 950 до 1000'.
Значение коэффициента-множителя для бора в железе составляет -1,3
при нагреве до 950' и 1,5 при нагреве до 1000', тогда как экстраполя-
иия приведенного выше выражения для коэффициента-множителя
нулевое содержание углерода дает для него величину 2,4 (а по неко-
торым данным даже -3,5). В этой ~работе наблюдалось также очень
слабое влияние частиц соединения Fe&g ;B на скоро ть превраще и т Ђ”
Во всяком случае эти данные показывают, как это отмечает и автор [50],
что в чистом железе существуют какие-то иные условия для действия бо-
ра, чем в стали.
6. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОЦЕССЫ,
СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ ПРИ ОТПУСКЕ
При отпуске закаленной стали происходят сложные физико-химиче-
ские процессы, в некоторых интервалах температур накладывающиеся
друг на друга. Закаленная углеродистая сталь состоит в общем случае
из двух неравновесных твердых растворов: мартенсита и аустенита в
разных количественных соотношениях. При отпуске происходит разло-
жение -твердых растворов, приводящее в конечном счете к образованию
феррито-цементитной смеси. На определенной стадии отпуска протека-
ют про~цессы сфероидизации и коагуляции частиц цементита и рекри-
сталлизац~ия феррита, подвергшегося фазово~му наклепу в процессе мар-
тенситного превращения. Все эти процессы, приближающие сплав к рав-
новесному состоянию, и приводят к изменению механических и физиче-
ских свойств закаленной стали при отпуске.
Введение в сталь легирующих элементов не только оказывает суще-
ственное влияние на основные процессы при отпуске, но может вызвать
и новые, например дисперсионное твердение, которое может быть обус-
ловлено выделением из пересыщенного твердого раствора какой-либо уп-
рочняющей фазы, образуемой легирующим~и элементами с ферритом.
углеродом или между собою; процессы, вызывающие явление обратимой

ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ
1,
169
и необратимой отпускной хрупкости в конструкционной стали; образо
вание аустенита при отпуске и др.
Процессы, вызывающие явления хрупкости при отпуске, будут рас-
смотрены в главе о легировании конструкционной стали, для которой
они наиболее интересны. Здесь же мы остановимся только на процессах,
имеющих общее значение для сталей различных типов.
А. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА РАЗЛО)КЕНИЕ МАРТЕНСИТА
2аМ
1п
С
р rRT
С, — малярная растворимость кристаллов радиуса r;
С — малярная растворимость кристаллов бесконечно большого
радиуса;
~ — поверхностное натяжение на границе фаз;
r — радиус частицы или радиус кривизны поверхности разде-
ла фаз;
р и М — плотность и молекулярный,вес выделяющейся фазы;
R и ~' — газовая постоянная и абсолютная температура.
Из этого уравнения и его кривой на рис. 106 следует, что раствори-
мость второй фазы с увеличением размера ее частиц r уменьшается и,
наоборот, с уменьшением r увелич~ивается. Это объясняется тем, что чем
меньше радиус кривизны частицы второй фазы, тем с меньшим количе-
ством соседей по фазе взаимодействует каждый из ее поверхностных
атомов и, следовательно, тем легче эти атомы будут переходить с поверх-
ности второй фазы на поверхность основной фазы.
ГД6
Мартенсит представляет собою пересыщенный твердый раствор уг-
лерода в нелегированном или легированном О-железе. Поэтому к отпус-
ку мартенсита применимы общие представления о разложении пересы-
щенных твердых растворов, развитые С. Т. Конобеевским [342, 428, 429,
624 и др.]. В соответствии с этими представлениями весь процесс разло-
жения совершается во времени в четыре периода. В течение первого пе-
риода, называемого латентным или инкубационным, а еще лучше — под-
готовительным, в сплаве возникаюг атомные слои, обогащенные раство-
ренным элементом. Второй период — спонтанного или самопроизвольно-
го распада — характеризуется быстрым уменьшением концентрации
твердого раствора. 1~онцу самопроизвольного распада соответствует пе-
риод коллоидного равновесия, в течение которого твердый раствор рас-
падается чрезвычайно медленно. Наконец, наступает период коагуля-
ции, стимулируемый стремлением системы к уменьшению свободной по-
верхностной энергии.
Период самопроизвольного распада, очевидно, связан с образовани-
ем зародыша критического размера, способного к росту (см. рис. 58).
Размер критического зародыша при прочих равных условиях тем мень-
ше и, следовательно, образуется он тем легче, чем больше степень пере-
сыщения твердого раствора, так как при этом свободная энергий послед-
него больше. По мере протекания самопроизвольного распада и увели-
чения радиуса зародыша r концентрация пересыщенного твердого ра-
створа уменьшается в соответствии с пунктирной кривой на рис. 106, со-
ответствующей количеству растущих кристаллов п1, т. е. кристаллам оп-
ределенного размера. Сплошная кривая на рис. 106 изображает графи-
чески зависимость растворимости второй фазы от размера кристаллов
r по уравнению Томсона — Фрейндлиха

~~70 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Рис. 106. Зависимость растворимости вто-
рой фазы от размера кристаллов r
I
' Содержание углерода в мартенсите определялось рентгеновским методом путем
сравнения ширины линий. Поэтому абсолютные количества углерода несколько
завышены.
1~огда размер кристаллов выделившейся фазы станет равным r2
(рис. 106), отвечающему точке пересечения пунктирной и сплошной кри-
вых, твердый раствор будет насыщен по отношению к кристаллам радиу-
са r2. Поэтому и наступает период коллоидного равновесия. По отноше-
же к кристаллам большего радиуса твердый раствор будет пересыщен.
Так, например, из пунктирной кривой рис. 106 видно, что при меньшем
количестве растущих кристаллов п2 раствор окажется насыщенным толь-
ко при размере частицы гз.
Таким образом, нарушение коллоидного равновесия и дальнейшее
разложение твердого раствора оказываются возможными только в ре-
зультате коагуляции частиц ~выделяющейся фазы. Этот процесс проте-
кает за счет растворения мелких крастилликов и диффузионного пере-
носа соответствующего эле-
мента к поверхности более
крупных частиц, а также за
счет непосредственного вы-
С3(
° с деления более крупных ча-
стиц, по отношению к кото-
рым твердый раствор явля-
с
ется пересыщенным.
Скорость процесса коа-
ла гуляции должна зависеть,
следовательно, от скорости
l
диффузии растворенного
элемента, вследствие чего
гд
коагуляция не может про-
текать с заметной скоростью
в условиях, когда скорость
диффузии очень мала. Поэ-
тому при низких тем|перату-
рах коллоидное равновесие может быть устойчивым в течение очень
длительного времени, и дальнейшее разложение твердого раствора бу-
дет развиваться только с повышением температуры.
Приблизительно по такой схеме протекает и разложение мартенсита
при отпуске закаленной стали, как установлено экспериментально, глав-
ным образом работами Г. В. Курдюмова и его школы [1, 176, 183, 185,
333, 334 и др.]. Так, из рис. 107 [431] видно, что при отпуске закаленной
углеродистой стали содержание углерода в мартенсите' сильно пон~ижа-
ется после короткой выдержки и в дальнейшем изменяется мало. При
этом количество выделившегося углерода тем больше, чем выше общее
содержание его в стали, т. е. чем больше степень пересыщения им твер-
дого раствора. Только с повышением температуры отпуска из мартенси-
та выделяются дополнительные порции углерода.
Фазой, выделяющейся из мартенсита углеродистой стали при его
разложении, является карбид железа.,Цо недавнего, времени считали,
что карбид, выделяющийся на ранней стадии отпуска, имеет промежу-
точный состав 1.='е» С и лишь прои отпуске в интервале темперагур 300—
400' превращается в РезС. Этим третьим превращением Fe С — «РезС
объясняли аномальное изменение объема, теплоемкости, магнитных и
других свойств стали при отпуске в интервале 300 — 400'. После того как
в некоторых работах было показано [433, 434], что решетка Fe С как

О'
/о
0,
02
0Ä
0,2
Х 70 15 20
Ородолжитепьность огтцска, часы
%С
1,0
О,
О 5 10 1Г 20
Продоажитеаьность отпусла, часы
д
%С
f,5
Ф,0
О,
5 ~0 Ф5 20
Продоажительносгпь огппуска, часы
Рис. 107. Изменение содержавия углерода в мар-
тенсите углеродистой стали с разным содержанием
углерода в зависимости от продолжительности вы-
держки при отпуске:
& t; Ђ” 0, 1% С б Ђ” 0,5 /о С в Ђ” 1,0 /о С г Ђ” 1, 2

172
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
будто не отличается от решетки РезС, аномалию свойств в области
«1ретьего превращения» пытаются объяснить [433, 132] отделением кар-
бида от материнской фазы, т. е. нарушением когерентности их решеток,
началом интенсивной коагуляции карбидных частиц и выделением пос-
ледних порций углерода из раствора. Однако некоторые советские и
многие зарубежные исследователи и сейчас считают, что превращение
Fe„С -~ РезС при температурах 300 — 400 протекает, но изменение
свойств связано не с этим, а со снятием напряжений второго рода в а-фа-
зе (см. 435] и с нарушением когерентности решеток карбида и мартенси-
та. Карбидное же превращение предлагается рассматривать [437] как от-
дельное превращение, которое может и совпадать и не совпадать по
температурному интервалу протекания с «третьим превращением».
Исходя из кинетических соображений, мы также считаем, что кар-
бид железа на ранней стадии отпуска должен отличаться от FesC (см.
стр. 192). Независимо, однако, от состава этот карбид по тем же сооб-
ражениям должен иметь пластинчатую форму [см. 428], что подтвержда-
ется и экспериментально [433]. При такой форме карбида разложение
раствора происходит с максимальной скоростью, хотя при этом дости-
гается только относительное, а не максимальное уменьшение свободной
энерпии системы. Лишь при более продолжительной выдержке карбид
приобретает зернистую форму, более равновесную. Ускорение разложе-
ния достигается также за счет когерентности решеток карбида и исход-
ной мартенситной фазы.
Выделение высокодисперсного карбида при низких температурах
отпуска должно сопровождаться и эффектом дисперсионного тверде-
ния, т. е. повышением твердости стали. Но этот эффект не может проя-
виться полностью, так как он маскируется понижением твердости ста-
ли, обусловленным разложением мартенсита, и проявляется обычно
только в том, что частично компенсирует указанное понижение твердо-
сти. Поэтому твердость закаленной углеродистой стали при низком от-
пуске, до -150', либо остается, постоянной, либо незначительно понижа-
ется, и только в некоторых случаях, главным образом в стали с высоким
содержанием углерода, несколько повышается.
. Процесс разложения мартенсита за счет выделения из ~него карбида
железа в углеродистой стали продолжается до 300 — 350'. До температу.
ры-200' сохраняется неоднородность тетрагональной структуры мартен-
сита, а отношение осей — с повышением температуры отпуска непре-
а
рывка уменьшается. Выше 300 — 350' в растворе остаются сотые доли
процента углерода, и сталь состоит из основной массы а-железа, хотя
еще с неполностью равновесным при комнатной температуре содержа-
нием углерода, и цементита. При дальнейшем повышении температуры
отпуска происходят процессы коагуляции карбидных частиц, а также
возврата и рекристаллизации в ферритной основной массе. Напряже-
ния II рода все время уменьшаются, а размеры блоков феррита увели-
чиваются, но в интервале температур отпуска 400 — 450' резко уменьша-
юпся', а затем снова растут. Измельчение блоков К;. Ф. Стародубов' счи-
тает основной причиной наблюдавшегося им на углеродистой стали пони-
жения пластичности и удаоной вязкости после отпуска в интервале тем-
ператур 400 — 500'.
Введение ле гирующих элемент ов сава ли может оказы-
Ф
г
' Л. И. Л ы с а к, Вопросы физики металлов и металловедения, АН УССР, 1952,
№ 3; К. Ф. С т ар од у о о в, Научные доклады высшей школы (Металлургия), № 1,
1958, стр. 266.

ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ
173
Рис. 108. Схема изменения
свооод~ной э,нергии мартен-
аита и продуктов его раз-
ложения с температурой:
1 — мартенсит; 2 — феррит +
+ ~eMeH~HT; 3 — феррит + ле-
гированный цементит; 4 — фер-
рит + специальный карбид
вать существенное влияние на процессы разложения мартенсита при
низком отпуске, до температуры — 200', а также при малой продолжи-
тельности выдержки, пока не наступает период коагуляции. Такого
влияния и в действительности не наблюдается при изучении низкоотпу-
щенной стали.
На процессы же, совершающиеся в стали при среднем и высоком
отпуске, влияние легирующих элементов должно быть различным в за-
висимости от того, являются ли они карбидоо6разующими или не обра-
зуют карбидов. В последнем случае при разложении мартенсита из него
выделяется во всем диапазоне температур карбид железа, причем тер-
модинамический и кинетический фа|кторы, обусловливающие его,выделе-
ние, остаются такими же или почти такими же, как и в углеродистой
стали.
Если же в стали содержится кар6идоо6разующий элемент, то сле-
дует полагать, что состав выделяющегося карбида, как при всяком фазо-
вом превращении, будет определяться термодинамическим и кинетиче-
ским факторами. Наиболее вероятная о6-
щая схема изменения свободной энергии с
температурой у мартенсита и продуктов его
разложения показана на рис. 108. Из схемы
видно, что при всех температурах отпуска
выделение метаста6ильных фаз — РезС или
легиров. нного цементита — термодинамиче-
ски не запрещено. Поэтому решающая роль 4
и
в вопросе о том, выделится ли та или иная
метаста6ильная карбидная фаза или же
стабильный для данай стали карбид, при
низких температурах и большей части сред-
них температур отпуска должна принадле-
жать кинетическому фактору. Поскольку
система стремится к превращению с макси-
мальной скоростью, здесь будет выделяться
карбид железа. Хотя это будет сопровож-
даться не максимальной, а только относи-
тельной убылью свободной энергии, но луч-
шее соблюдение принципа структурного и ориентационного соответствия
новой фазы старой, возможность когерентного роста и меньшая проч-
ность межатомной связи у карбида железа значительно понизят величину
поверхностной энергии а в выражении
ЬР= — ЬРр+ а8,
что, в соответствии с рис. 58, уменьшит размер способного к ро-
сту критического зародыша и ускорит его образование. Яаже при дли-
тельном изотермическом отпуске при температурах до -400' превра-
щение карбида железа в специальный карбид или в легированный це-
ментит за счет обогащения легирующим элементом, стимулируемое
стремлением системы к м а к с и м а л ь н о м у понижению свободной
энергии, не сможет быть реализовано вследствие очень малой скорости
диффузии элемента.
С повышением температуры отпуска разность объемной свободной
энергии (AF ) возможных продуктов разложения мартенсита увеличи-
вается (рис. 108). Одновременно с этим различие в значениях поверх-
ностной энергии g при выделении цементита, специального карбида и ле-
гированного цементита сглаживается вследствие того, что когерентныР
рост новой фазы становится невозможным, а абсолютная величина о'

174 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
уменьшается за счет ее отрицательного температурного коэффициента.
Кроме того, увеличиваются флуктуации энергии, необходимой для по-
крытия работы образования зародыша критического размера по рис. 58,
и возрастает скорость диффузии. В связи с этим с повышением темпера-
туры отпуска становится все более возможной реализация стремления
системы к большей убыли свободной энергии за счет выделения спе-
циального карбида или легированного цементита. При изотермическом
же отпуске выделившиеся вначале метастабильные фазы приобретаюг
возможность переходить в более стабильные путем обогащения леги-
рующим элементом за счет его диффузии.
Таким образом, следует ожидать, что в закаленной стали, легиро-
ванной одним карбидообразующим элементом, при отпуске до -400
выделявшаяся из мартенсита фаза будет представлять собою метаста-
бильный цементит. По мере повышения температуры отпуска должно по-
степенно увеличиваться количество более стабильных фаз, т. е. сп циаль-
ного карбида или легираванного цементита, в зависимости QT характера
и количества содержащегося в стали карбидообразующего элемента и
количества углерода в ней. При изотермической выдержке должно
происходить обогащение карбида цементитного типа легирующим эле-
ментом, что может привести и к превращению его в специальный кар-
бид. При этом степень обогащения должна усиливаться с повышением
температуры отпуска, увеличением его длительности и скорости диф-
фузии элемента.
Если в стали содержится несколько карбидообразующих элементов,
то по мере повышения температуры отпуска из мартенсита должны вы-
деляться все более стойкие карбидные фазы, т. е. в порядке последова-
тельности, соответствующей увеличению в них прочности межатомной
связи, а следовательно, и значения поверхностной энергии а. При этом
следует учитывать не только специальные карбиды данных элементов
или легированный ими цементит, но и твердые растворы карбидов, так
как в твердом растворе прочность межатомной связи может значитель-
но отличаться в ту или другую сторону от прочности связи,в осHQBHoiM
кар биде-растворителе.
Экспериментальному изучению состава и структуры карбидов, вы-
деляющихся в легированной стали при отпуске, посвящено большое ко-
личество работ советских и иностранных исследователей. Новейшие ис-
следования подтверждают указанные основные положения. Так, из
табл. 13 f132] видно,' что при отпуске 200' карбидообразующие хром и
ванадий несколько задерживают выделение углерода из мартенсита по
сравнению с углеродистой сталью. Из элементов, не образующих карби
дов, в том же направлении влияет кремний, а марганец и никель вовсе
не влияют. Из табл. 14 [132] видно, что в стали, легиро~ванной некар-
бидообразующими элементами, при всех температурах отпуска выде-
ляется цементит. В стали же, легированной карбидообразующими эле-
ментами, при низких и средних температурах отпуска выделяется цемен-
тит; при высоких температурах отпуска — либо специальный карбид, ли-
бо смесь последнего с небольшим количеством цементита, а при некото-
рой промежуточной температуре — смесь цементита и специального кар-
бида. Наконец, табл. 15 [132] иллюстрирует изменение структуры карбид-
ной фазы' во время изотермической выдержки при разных температу-
рах в стали, легированной карбидообразующим элементом.
1 В табл. 15, как и в табл. 14, приводится для упрощения только тип решетки
карбидной фазы, и не указывается растворимость в ней других элементов. Например,
вместо (Cr, Fe)rCq приводится СгтС~ и т. д.

175
ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ
Т абл ица 13
Влияние продолжительности отпуска при 2000 на содержание углерода
в мартенсите легированной стали с 0,4% C
Содержание углерода, %, в мартенсите стали, содержащей
Продолжительность
отпуска, час. — мин.
75% 2 75о/ 2 43% 2 1%
$1 Si Яп Gr
3.6% 0,52% 1.37%
Cr V V
0,4% 3, 0%
С Ю
Та блица 14
Влияние температуры отпуска на структуру карбидной фазы в стали с ~ 0,4% С
и с разными легирующими элементами
Структура карондной фазы в стали, содержащей О, 4% С +
Температура
отпуска
'С
5,66% &g
1, 754 Si
6.7% Cr
3,6% Сг
1,37% V
РезС
Fe3Ñ
Cr7Са+РезС
С~7С8
Сг,СЗ
FegC
Ре~С
Fe&g
РезС+ЧС
ЧС+РеаС
1 Отпуск при 630 .
Таблица 15
Влияние продолжительности высокого отпуска на структуру карбидной фазы стали
с — 0,4% С, легированной карбидообразующим элементом
Сталь с 6,7% Сг
Сталь с 1,37% V
Продолжительность
отпуска, час.— мин.
5500
650о g
550'
650©
700'
Fe&g
Сг,Сз+РеаС
Cr,Са+РеаС
Сг,С~
Сг,С~
Cr,Ñ8
Cr,Ñ®
РеаС+ЧС
РезС+ ЧС
РезС+ЧС
ЧС+РеаС
ЧС+РезС
VC+FeзС
ЧС+РеаС
РезС
Ре~С
~езС
РезС+ЧС
РезС+ЧС
ЧС+ РезС(сл.)
ЧС+РеаС
ЧС+РеаС
VC
' После 30 сек. — Gr, С + Fe С.
00 — 01
00 — 05
00 — 30
01 — 00
02 — 00
06 — 00
25 — 00
200
300
400
500
55О
650
00 — 01
00 — 05
00 — 30
01 — 00
06 — 00
25 — 00
50 — 00
0,28
0,26
0,25
0,23
0,21
0,18
Ре®С
Ре~С
Fe®С
FeqC
FeзС
FeIC~
0,275
0,275
0,255
0,235
0,235
0,205
0,19
0,30
0,30
0,28
0,28
РеэС
Fe&g
ЕезС
РезС
Fe@C
Fe&g
Сг,Сз
Cr7C3
Сг,С~
Cr7C®
Cr&gt
Сг7Сз
0,35
0,35
0,35
0,35
0,23
0,22
0,21
0,18
Fe®C
Fe&g
FeзС
Cr,C®
Gr,C®
0,30
0,27
0,25
0,24
0,24
0,33
0,29
0,29
0,26
0,25
0,32
0,27
0,26
0,25
0,22
0,33
0,31
0,30
0,30
0,25

176 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
В некоторые моменты выдержки обнаруживается присутствие одно-
временно двух карбидов вследствие того, что превращение цементита в
специальный карбид по мере его обогащения легирующим элементом при
выдержке происходит через промежуточные состояния, например
(Fe, Сг)зС &gt;( e, r + ( r, Fe) Са Ђ” ~( г, Fe),
Приведенные выше соображения дополнительно подтверждаются
также результатами исследования С. 3. Бокштейна, С. Т. 1~ишкина и др.
[439], в котором был применен разработанный в последнее время метод
дифференцированного карбидного анализа, позволяющий разделить
карбидный осадок на фракции, содержащие индивидуальные карбид-
ные фазы. Так, из рис. 09 видно, что при отпуске до 500' (продолжитель-
200 .УА7 ЖО ЖЮ ЮО 700
Температура отпуска, С
00 300 ЮО 500 ЕОО 700
Температура отпуска, 'C
Рис. 110. Влиявие температуры от-
пуска при продолжителвности 1 час
на содержан~ие хрома в цементите
в хромоникелевой стали
Рис. 109. Влияние температуры
отпуска (1 час) после закалки
с 960' на количвспво выделяю-
щихся карбидных фаз:
Cr-Ni сталь (0,4% С, 1,96О/о Gr,
2,75% Ni) — — — — Сг-Ni-W сталь
(0,38% С, 1,71% Cr, 2,0У/е Ni, 1,51~/p W)
ность 1 час) выделяется только карбид цементитного типа, а при бо-
лее высоких температурах отпуска его количество уменьшается за счет
увеличения количества карбида Сг~Сз. карбид, выделяющийся при
отпуске выше 400', представляет собой легированный цементит, в ко-
тором растворено тем больше хрома, чем выше температура отпуска
(рис. 110).
При высоком отпуске легированный цементит уже через одну ми-
нуту, т. е. в начальной стадии своего образования, содержит большое ко-
личество хрома, а при изотермической выдержке происходит дополни-
тельное обогащение его хромом, тем более значительное, чем выше тем- .
пература отпуска и продолжительность выдержки, что приближает си-
стему к более стабильному равновесию (рис. 111). Лишь при темпера-
турах ниже 400', очевидно вследствие малой скорости диффузии хрома,
все время сохраняется метастабильный карбид железа. Из рис. 111 так-
же видно, что в стали, содержащей вольфра~м, растворимость хрома в це-
ментите уменьшается. Авторы установили, что вольфрам частично ра-
створяется в цементите,и в карбиде хрома, а после отпуска при 600 вЂ 6'
появляется и сложный карбид вольфрама.
Изложенные выше теоретические соображения подтверждаются
экспериментально и в рентгенографическом исследовании М. Н. 1Нерба-

177
пРОцессы пРи ОтпусКе ЗАКАленнОЯ стАли .
кова и в работах А. С. Завьялова [188]. В работах последнего можно
найти также экспериментальное подтверждение того, что в стали, леги-
рованной несколькими карбидообразующими элемента|ми, с повышением
температуры отпуска выделяются все более стойкие карбидные фазы.
Выделение специального карбида,или легированного цементита
в процессе отпуска при высокой температуре, как и выделение карбида
железа при низком и частично среднем отпуске, должно сопровождать-
ся эффектом дисперсионного твердения, выражающимся, в частности,
в получении вторичного макси~мума твердости. Но так как при высоких
температурах отпуска скорость коагуляции велика, то этот эффект мо-
жет проявиться только в том случае, если сталь содержит повышенное
количество элемента, карбид которого коагулирует с малой скоростью.
200 О00 600
Температура огппуска, ©С
Рис. 112. Изменение коэрцитив-
,ной силы при отпуске закаленной
,стали с 1,33/а С и 2,15/а Сг
Рис. 111. Изменение содержания
хрома в карбиде в процессе изо-
термического отпуска (продол-
жителыность отпуска дана в ло-
гарифмической шкале):
— Сг-Ni сталь; — Сг-Ni-W сталь
Экспериментально это явление наблюдалось давно. В тех случаях, когда
твердость не дает вторичного максимума, оно сказывается в повышении
или резком замедлении падения коэрцитивной силы вЂ . рис. 112
[545] для высокоуглеродистой хромистой стали.
В сталях с-0,10~/о С и значительным количеством элементов, обра-
зующих стойкие карбиды, эффект вторичной твердости (рис. 113)
блк~дался и в чистом виде (447, 293 и др.l. При указанном содержании
углерода исключается выделение цементита при низких и средних темпе-
ратурах отпуска, а также превращение остаточного аустенита, и вторич-
ная твердость является следствием только выделения специального кар-
бида. Влияние температуры закалки на ход кривой твердости при отпус-
ке среднеуглеродистой хромоникельванадиевой стали показано на
рис. 114.
При изотермическом отпуске разложение мартенсита и в легиро-
ванной стали после выделения первых порций карбида затормаживает-
ся вследствие наступления коллоидного равновесия и может продол-
жаться только при более высокой температуре в результате протекания
процесса коагуляции. В связи с этим важное значение приобретает влия-
ние легирующих элементов и содержания углерода на те м п е р а тур у
' Доклад на Шестом научно-техническом совещании по применению рентгеновых
лучей к исследованию материалов, Ленинград, июнь 1958 г.
. гг
~ 20
бУ
~Ю
«2 .ЯУ.
I
Р
Ъ 4@7
ЯЮ
~& t
3 Я7 Ф 8 Зал~ ФР
/УИИ- ИУСИ
П~одолжителькосгф отпуска
\
70
60
50
4" ео
Е~.зо
Ю~
zo
10
0

~7Я ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
Ю
0 год Фоп гоо
7емперагаура отпуска, 'C
2~0 ЛЮ ЧЮ УЫ ас ~pg
Темпецоту~а отпуска, С
Ри1с. 114. Влияние температуры
закалки на ход изменения твер-
досги при отпуске среднеуглеро-
дистой хром онижельванадиевой
стали
Рис. 113. Изменение твердости
и р~и отпуске ниакоуглеродистой
стали, легированной элементами,
образующими стойкие карбиды:
I — сталь с 0,11% С. 1,4% "К, 1,48o/o Mrl
закалена с 134(P; 2 — сталь с 0.10% С
и 2,14% Мо закалена с 1250
мо от того, является. элемент карбидообразующим или нет. Такое влия-
ние элементов на температуру начала коагуляции наблюдал, на~пример,
М. П. Арбузов', который нашел, что 1,5 — 2% (вес.) хрома повышают
температуру начала коагуляции против углеродистой стали (-350') на
100', кобальт в количестве около 4% — на 125, вольфрам — Hà 150', мо-
либден — на 200. При пересчете содержания элемента на атомные про-
центы наиболее сильным оказывается влияние вольфрама. Изменение
условий коагуляции вследствие растворения легирующего элемента в
карбиде можно иллюстрировать па примере ванадия в быстрорежущей
стали. Ванадий, растворяясь в сложном карбиде воЛьфрама путем заме-
щения части атомов ~последнего, повышает стойкость карбида против
коагуляции (160] за счет усиления в нем межатомной связи.
При изотермическом отпуске, особенно при высоких температурах,
следует ожидать, что скорость процесса коагуляции будет определяться
главным образом скоростью диффузии углерода, если легирующий эле-
' Вопросы физики металлов и металловедения, Лаборатория физики металлов
АН УССР, № 3, 1952.
начала заметной коагуляции и скорость ее протека-
Н И Я.
Процесс коагуляции складывается из диссоциации дисперсного кар-
бида, перехода атомов углерода и элемента в основную массу, их диффу-
зии и перехода в решетку растущего более крупного карбида. Для дис-
социации карбидной фазы необходимо затратить тем больше энергии,
чем прочнее межатомная связь в ее решетке. Преодоление же энергети-
ческого барьера при переходе атомов в основную массу будет тем труд-
нее, чем больше прочность межатомной связи в решетке основной массы.
Поэтому, несмотря на весьма противоречивые экспериментальные
данные, можно полагать, что легирующий элемент будет повышать тем-
пературу начала коагуляции в тем
большей степени, чем больше он уве-
личивает стойкость карбида и проч-
ность межатомной связи в решетке
основной фазы, причем последний
фактор будет сказываться независи- е5

179
ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЯ СТАЛИ
мент не образует карбидов, и скоростью диффузии углерода и элемента,
если элемент карбидообразующий. И действительно, С. 3. Бокштейн [1321
нашел, что 1О/, никеля (или кобальта) при температурах отпуска 630 и
700' несколько увеличивает скорость коагуляции кар~бидов ( в 1,1 раза)
в стали с 0,4'/, С, и считает, что это связано с некоторым увеличением
данными элементами скорости диффузии углерода. В такой же стали
при температуре отпуска 700, по его данным, скорость коагуляции кар-
бидов уменьшается в присутствии 1~/0 Si примерно в 1,1 раза, 1О/о Cr в
1,5 раза, 1'/о 'Ч в 4 раза и 1 (атомн.) Мо в 12 раз.
Сведения о влиянии углерода на коагуляцию карбидов противоречи-
вы, но все же следует ожидать, что он должен понижать температуру
начала коагуляции главным образом вследствие уменьшения им проч-
ности межатомной связи в решетке мартенсита. 1~оличество же углеро-
да, остающегося в мартенсите к моменту установления коллоидного рав-
новесия, даже в углеродистой стали с увеличением общего содержания
углерода в ней увеличивается (рис. 107), несмотря на то, что достижение
равновесия при этом ускоряется. При изотермическом отпуске с увели-
чением содержания углерода скорость коагуляции увеличивается (рис.
115), как справедливо считает С. 3. Бокштейн, потому что количество
Рис. 115. Изменение среднего
размера карбидных частиц в за-
ввсимости от продолжителыности
огпус1ка при 630 в стали с раз-
,ным содержанием углерода:
У — 0 4о/о С: 2 — 0,7о/о C
(С. 3. Бокштейн [132])
3
0 Р 4 б / Ю &l ; Й 1 ® ~Р 22 3&
Время, й~ам
карбидных частиц больше, расстояние между ними, а следовательно, и
путь диффузии углерода меньше.
Из сказанного следует, что с точки зрения общей теории разложе-
ния пересыщенных твердых растворов одно лишь влияние легирующих
элементов, особенно карбидообразующих, на процесс коагуляции карби-
дов может в большой степени обусловить их задерживающее действие
на разложение мартенсита при отпуске закаленной стали. Однако изме-
нение твердости стали, по которому обычно практически судят об устой-
чивости мартенсита против отпуска, может быть обусловлено в большей
или меньшей степени также возвратом и рекристаллизацией ферритной
основы, дисперсионным твердением при выделении специального карби'-
да (рис. 113) и некоторыми дополнительныгли процессами.
Снятие фазового наклепа у ферритной основы стали качественно
аналогично такому же процессу у наклепанного пластической деформа-
цией феррита. Поэтому и влияние легирующих элементов качественно
должно быть аналогично их влиянию на разупрочнение пластически де-
формиро~ванного феррита. В частности, в соответствии с влиянием леги-
рующих элементов на повышение температуры рекристаллизации фер-
рита, они должны повышать и температуру, при которой снимается фа-
зовый наклеп ферритной основы при отпуске стали. Особенно устойчи-
вый против разупрочнения феррит должен быть в стали, легированной
одновременно несколькими элементами.
Описанные процессы обусловливают характер в л и я н и я э л е-
ментов на .изменение т~в е рдо сти п р и отпуске закаленной

18О ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
стали, который должен быть, следовательно, разным в различных тем-
пературных интервалах отпуска и для элементов, карбидообразующих и
не образующих карбидов.
При низком отпуске все легирующие элементы могут несколько по-
вышать твердость стали приблизительно в такой же степени, в какой онн
повышают твердость мартенсита, т. е. лишь незначительно (см.
рис. 79, 80 и 84). Большее количество углерода, остающееся в мартен-
сите после низкого отпуска стали, легированной некоторыми элемента-
ми (табл. 13), конечно, несколько повышает его твердость. Но в такой
стали количество выделившегося из раствора углерода соответственно
70
б0
50
дО
~ 20
g ~OO ZOO a0O &lt 00 00 0 0 00 00 00 00 00
а Температура, C
4э д
Ъ
~го
~О
60
О 1ОО гОО ЗО0 &lt Оо оо О О ОО ОО ОО ОО O0
Температура, C
г
Рис. 116. Влияние марганца на измвнение твердости при отпуске
стали с разным содержанием углерода (В. С. Меськии и
Л. П. Коппт):
а — 0,35Щ С: б — 0,64% С; в — 0,87% С; г — 1,04% С
меньше. Вследствие этого эффект дисперсионного твердения карби-
дами, компенсирующий падение твердости мартенсита при отпуске, так-
же будет меньше. Следовательно, ожидать повышения легирующими эле-
ментами устойчивости стали против низкого отпуска нельзя. И в самом
деле, только кремний и в меньшей степени хром оказывают некоторое
положительное влияние в этом направлении.
Следует отметить, что косвенно, главным образом вследствие уве-
личения ими количества остаточного аустенита после закалки, некото-
рые элементы пониж ают твердость стали и после низкого отпуска.
Примером может быть влияние марганца в высокоуглеродистой стали
(рис. 116).
При дальнейшем повышении температуры отпуска и обычной срав-
нительно кратковременной выдержке начинает сказываться влияние эле-
ментов на процесс коагуляции карбидов. Элементы, не образующие кар-

ПРОЦЕССЫ ПРИ .ОТПУСКЕ ЗАКАЛБННОЯ СТАЛИ
181
бидов, но замедляющие коагуляцию, после среднего отпуска:должны по-
вышать твердость стали не только потому, что несколько задерживают
разложение мартенсита, но и благодаря большей дисперсности карбид-
ных частиц. После высокого отпуска, когда разложение мартенсита за-
канчивается, почти все количество элемента, не образующего карбидов,
находится в твердом растворе в феррите. Такой элемент должен повы-
шать твердость стали и за счет увеличения степени дисперсности карби-'
дов, и за счет упрочнения феррита после закалки и отпуска.
Общий ход изменения твердости с температурой отпуска у стали, ле-
гированной такими элементами, будет, следовательно, изображаться кри-
вой 2 на рис. 117, на котором кривая 1 относится к углеродистой стали.
Примером может служить сталь, легированная значительным количест-
вом кремния. Если же элемент, не образующий карбидов, не влияет или
почти не влияет и на процесс коагуляции карбидов, то общее повышение
твердости стали при отпуске будет меньше, но ход изменения твердости
останется таким же (рис. 117, кривая 8). Это справедливо, например, для
стали, легиро~ванной никелем. Принципиально так же из|меняется твер-
дость у стали, легированной элементами, образующими малоустойчивые
карбиды, например марганцем (рис. 116, а и б) и хромом при малом его
содержании (в стали типа конструкционной).
Иной характер будет иметь кривая изменения твердости после закал-
ки с температурой отпуска у стали, легированной элементами, образую-
щими стойкие карбиды. В этом случае повышение устойчивости закален-
ной структуры против отпуска определяется не только тем, что процесс
разложения мартенсита растягивается на больший интервал температур,
но и периодическим дополнительным повышением твердости основы при
выделении нового карбида. При этом твердость должна пройти каждый
раз через максимум, который будет выражен тем резче, чем больше коли-
чество и меньше скорость коагуляции выделяющегося карбида при дан-
ной температуре.
Обусловленные этими процессами возможные отклонения хода кри-
вой твердости при отпуске от нормального показаны схематически на
рис. 118. Кривая 1 соответствует углеродистой стали с заданным содер-
жанием углерода. Кривая 2 показывает ход изменения твердости у ста-
ли с таким же количеством углерода, но содержащей карбидообразую-
щий элемент. Если 6ы этот элемент только задерживал разложение мар-
тенсита, то изменение твердости, обозначавшееся сначала сплошной ча-
стью линии 2, дальше обозначалось 6ы ее пунктирной частью. Но выде-
ление карбидов данного элемента (или обогащенных этим элементом)
вызовет повышение твердости (сплошная часть кривой 3). Если бы в ста-
ли не было второго карбидообразующего элемента, то в дальнейшем из-
менение твердости обозначалось бы пунктирной кривой 8. Выделение же
карбидов второго карбидообразующего элемента (или обогащенных этим
элементом) приведет к получению второго максимума, и твердость даль-
ше будет изменяться по линии 4. Вследствие этого устойчивость стали
против отпуска значительно возрастает.
Если количество первого или второго (или обоих) карбидообразую-
щих элементов в стали весьма велико, скорость коагуляции образуемых
или обогащенных ими карбидов при данной температуре мала, а темпе-
ратура закалки была достаточна для перевода всех карбидов в раствор,
то эффект дисперсионного твердения при выделении карбидов не только
скомпенсирует, но и превысит понижение твердости основной массы
вследствие отпуска, и твердость будет изменяться по кривой 5 (рис. 118)
с ясно выраженным вторичным максимумом. Примером таких сталей мо-

~82 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
~. 50
Ю
ъ 30
%э
6'0
50
~~ eo
30
fg
&lt 00 90 00 00 Dg ЮО
~екпероп~уро оптуска, 'С
20
0 100 200 800 400 500 60ti
Темперагпура Огппуска, 'С
Рис. 118. СхеМа возможного хода
изменения твердости при отпуске
закаленных сталей, легированных
кар бидообразуюшими элементами
Рис. 117. Схема изменения твер-
дости при отпуске закаленных
сталей, легированных элемента-
ми, не образующим~и карбидов
Таким образом, большая устойчивость структуры закаленной стали
против отпуска может быть достигнута легированием большим количест-
вом карбидообразующих элементов и наиболее эффективно — нескольки-
ми такими элементами одновременно.
5. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕНИЕ ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТА
Остаточный аустенит и его превращения при отпуске имеют
наиболее важное значение для сталей типа инструментальных, цементу-
емых конструкционных, магнитных, пружинных и т. п. Но и в улучшае-
мых конструкционных сталях превращение остаточного аустенита, даже
если количество его невелико, мало изменяя свойства прочности, может
значительно повлиять на склонность стали к хрупкому разрушению (см.
стр. 253).
Исследованиями, проведенными в последние годы 1423, 424 и др.],
установлено, что остаточный аустенит может превращаться и при ком-
натной температуре в течение длительного времени. Так, из рис. 119 [4241
видно, что в течение 1000 час. при комнатной температуре в хромистой
стали превращается около 0,9% остаточного аустенита'. Отпуск стаби-
' Исходное количество аустенита, полученное после закалки, в этом случае со-
ставляло всего 4%, а в той же стали, закаленной в условиях, указанных на рис.
121, — около 12%. Увеличение длины, по котороыу определялось количество превратив-
шегося аустенита (на рис. 120 слева), устанавливалось после вычета сжатия, ооуслов-
ленного частичным отпуском мартенсита.
гут служить: высокохромистая инструментальная, хромовольфрамовая
штамповая сталь типа быстрорежущей, некоторые стали типа конструк-
ционной (см. рис. 114) и др.
Разумеется, и карбидообразующие элементы в том количестве, в ко-
тором они при данных условиях отпуска еще растворены в основной мас-
се, особенно после высоко~го отпуска, будут повышать твердость стали
также вследствие улрочнения феррита в закаленном и отпущенном со-
сто~нии.
Наконец, наложение ряда процессов может привести к тому, что
твердость стали при отпуске будет изменяться по весьма пологой кривой
б (рис. 118) . Но в этом случае твердость резко падает после того, как раз-
ложение мартенсита закончилось, так как при высокой температуре оТ-
пуска коагуляция карбидов, разупрочнение феррита и др. протекают уже
с бо.пьшой скоростью.

ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ 3AIQUIEHHOH СТАЛИ
183
лизирует остаточный аустенит в тем большей степени, чем выше был на-
грев, и скорость его последующего превращения при комнатной темпера-
туре уменьшается. Однако и после предварительного нагрева при 95,
120 и даже 150' (c выдержкой 1 час) в течение 2 — 3 месяцев при комнат-
ной температуре превращается уже 0,15 — 0,25О/о аустенита, причем в
дальнейшем скорость его превращения увеличивается.
С увеличением количества остаточного аустенита, полученного пос-
ле закалки, увеличивается и скорость его превращения при комнатной
температуре. Это иллюстрируется рис. 120 [424]. Интересно отметить, что
и легированной хромом стали, как это следует из сопоставления рисун-
ков 120 и 121, при одинаковом количестве аустенита скорость его изотер-
мического превращения при комнатной температуре больше, чем в угле-
родистой стали. Это обстоятельство не является неожиданным в свете
новых положений о6 изотермическом протекании мартенситного превра-
щения и связано, очевидно, с положением максимума на С-кривой для
этого превращения (см. рис. 69). В частности, О. П. Максимова [325] по-
казала, что наиболее интенсивное и длительное превращение аустенита
в мартенсит при вылеживании после закалки протекает в сталях, у ко-
fopbIx мартенситная точка незначительно выше комнатной температуры.
Превращение остаточного аустенита при комнатной температуре
имеет большое практическое значение, главным образом для измеритель-
ного инструмента, шарикоподшипников, постоянных магнитов в магнито-
электрических приборах высокого класса точности и тому подобных из-
делиях, даже если этот процесс приводит лишь к незначительному изме-
нению их физических свойств (линейных размеров, магнитного потока
и др.).
Наиболее интенсивно в углеродистых сталях превращение остаточ-
ного аустенита совершается в интервале 200 — 300' [176]. Многочислен-
ные исследования [177] показали, что в ряде легированных сталей оста-
точный аустенит разлагается при более высоких температурах, чем в уг-
леродистой стали. В упоминавшейся выше работе В. И. Зюзина и др.
[124], исследовавших сталь с 0,9 — 1,0'/о С и различными легирующими
элементами, не было установлено прямой связи между влиянием элемен-
тов на количество остаточного аустенита, образующегося при закалке, и
их влиянием на устойчивость его при отпуске. Такой связи, по-видимому,
нельзя и ожидать, так как само по себе увеличение количества аустени-
та должно облегчать его превращение при отпуске. Растворение же в ау-
стените элементов, приводящих к увеличению его количества при закал-
ке, должно, наоборот, усиливать его устойчивость при отпуске.
Все же можно считать, что и по влиянию на устойчивость аустенита
при отпуске элементы располагаются в основном в том же порядке по-
следовательности, что и при закалке; наиболее сильно влияет марганец,
затем идут хром, никель и др. Несколько неожиданно сильное увеличечие
кремнием устойчивости остаточного аустенита при отпуске, наблюдающе-
еся и в чисто кремнистых, и в сложнолегированных сталях, содержащих
кремний. Так, из рис. 122 [119] видно, что кремний повышает температуру
превращения аустенита в промышленных сталях до 500 — 550'. Для срав-
нения можно указать, что в стали, содержащей 1,35О/о Cr, но 0,55О/О Si,
остаточный аустенит превращается при 250 — 300'.
Следует ожидать, что остаточный аустенит при отпуске должен ве-
сти себя аналогично «первичному» при закалке. Поэтому в сталях, ле-
гированных карбидообразующими элементами, стремление системы к
превращению с наибольшей скоростью при средних температурах о1пу-
ска будет реализовано за счет выделения метастабильного карбида же-

По
&lt
К00
Во
O
60
Я
40
Ю 400 000
Выдернута при 20', 'часМ
ЮОбб
Ряс. 119. Превращение остаточного аустенита при комнатной
температуре в стали с 1% С, 1,5% Сг и 0,2% V
Рис. 120. Превращение остаточного ауствнита при комнатной
температуре в углеродистой стали с 1,07% С, закалепной в
раз.ных условиях:
~ — чувствительный рентгеновский метод; I — закалка в воде 50', 2 — за-
калка в воде 20
Рис. 121. То же, что на рис. 120, но для стали с 1% С; 1,5% Сг
и02% Ч:
~~~ — чувствительный рентгеновский метод; 1 — закалка в масле 5(P. 2—
закалка в масле 20О
!
о
4~р
ф~
~р М
® «з
Ъ'
фи
Ю
. 20
М
6
~3 у5
Ф ~~
-3 о
~~ Ф~
О
ОУ ~0 ~0 ~ОО Ю00 Ю00О
Выдержка при 20' (nocne закалки), часы
0 Ф 7,0 &l ;0 lt;
8ыдержка при 20~ /после закалкф часн

леза, хотя это и не приводит к масимальному уменьшению свободной
энергии (см. рис. 108). В случае достаточной выдержки при этих темпе-
ратурах остаточный аустенит полностью разложится, и произойдет ча-
стичное или полное превращение карбида железа в специальный карбид.
Если в интервале средних температур аустенит из-за быстрого на-
грева не успеет разложиться, то превращение его произойдет при более
высоких температурах за счет выделения специального карбида или ле-
гированного цементита. В случае изотермического отпуска только при
данных температурах,в сталях, у которых кинетическая кривая изотер-
мического разложения переохлажденного аустенита имеет два максиму-
ма, должно наблюдаться также два температурных интервала превра-
щения остаточного аустенита. Действительно, на кривых изменения на-
магничения с температурой отпуска
(рис. 123) для хромоникелевых ста-
лей с различным содержанием угле-
рода имеется два максимума и про-
'©oo
& t;
%
& t;
Щ9 ЯО 300 4й7 ХОО 600 7ЮО
Te~nepomgpu отпуска, С
Температура отпуска, С
Рис. 123. Влияние углерода на изме-
нение намагничения хромоникелевой
стали (1,4'/о Сг и 3,5о~р Ni) при
изотермическом отпуске 1119]
Рис. 122. Влияние кремния на
устойчивость остаточного аусте-
нита при отпуске в промышлен-
ных сталях. Закалка в среде с
температурой 200', выдержка 1 час
межуточная зона устойчивости аустенита [119]. То же наблюдается и на
хромомарганцовистых и некоторых других сталях.
Однако вторая зона ускоренного превращения остаточного аустени-
та соответствует температуре отпуска 500 — 550' (рис. 123), при которой
для данных сталей переохлажденный при закалке аустенит, наоборот,
обладает наибольшей устойчивостью. Очевидно, устойчивость остаточно-
го аустенита ниже, чем «первичного», что объясняется, вероятно, иным
напряженным состоянием остаточного аустенита, а также зародышевым
действием карбидов, выделившихся из мартенсита в значительном коли-
честве уже к моменту достижения такой температуры отпуска. продук-
тами разложения остаточного аустенита в обоих случаях будут продук-
ты отпуска мартенсита при данной температуре.
Если остаточный аустенит обладает большой устойчивостью, то, не-
смотря на стимулирующее действие имеющихся в стали карбидов, изо-
термического разложения аустенита с образованием продуктов, свойст-
венных данной температуре, не происходит. В этом случае выдержка при
температуре отпуска приводит только к повышению мартенситной точки,
вследствие чего во время последующего охлаждения стали аустенит пол-
g/5
Ъ
10
1
ь
ь
Ъ
%э
а~
ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ

]QQ влияние леГиРующих элементОВ КА ФиЗико-химические пРОцессы
костью или частично превращается в мартенсит (вторичная закалка, 06-
разовапие вторичного мартенсита). Такое протекание процесса было
впервые экспериментально показано С. С. Штейнбергом и др. [181] на бы-
строрежущей стали.
Авторы предположили, что во время выдержки при температуре от-
пуска из остаточного аустенита выделяются видимые или субмикроско-
пические карбиды, что и приводит к повышению его мартенситной точки.
Однако в новых,исследованиях [425], в которых были применены рентге-
нографический, электронномикроскопический и др. методы, это предпо-
ложение не подтвердилось. Наше предположение о механизме вторичной
закалки изложено при рассмотрении процессов, протекающих в быстро-
режущей стали (см. стр. 455).
Для возможности получения вторичной закалки необходимо, чтобы
остаточный аустенит обладал большой устойчивостью не только во вто-
рой зоне отпуска (500 — 550'), но и в первой (250 — 350'). Поэтому вто-
ричная закалка наблюдается только в легированных сталях с высоким
содержанием углерода — типа инструментальных. В сталях же со сред-
ним содержанием углерода — типа конструкционных — вторичная за-
калка при отпуске в случае, если сталь предварительно была закалена
нормально, не наблюдалась. Однако и в таких сталях, например в конст-
рукционной хромопикелевой. наблюдается вторичная закалка при отпу-
ске в том случае, когда остаточный аустенит был получен в результате
частичного разложения «первичного» аустенита в промежуточной обла-
сти, что легко может произойти, например, при закалке массивных изде-
лий из стали. обладающей недостаточной игольчатотрооститной прокали-
ваемостью. Такиь образом. частичное разложение аустенита в промежу-
точной области не только увеличивает к о л и ч е с т в О остаточного оу-
стенита, получаемого после закалки, но и сообщает ему повышенную
устойчивость при последующем отпуске.
В последнее время показано ', что вторичная закалка конструкци-
онцой стали может быть связана с обогащением остаточного аустенита
в промежуточной области (см. стр. 107). Такой остаточный аустенит
склонен к выделению цементита при высоком отпуске, что приводит к по-
вышению его мартеиситной точки и протеканию мартенситного превра-
щения при охлаждении.
Превращение остаточного аустенита при отпуске, если количество
ero после закалки достаточно велико, может дать весьма значительное
повышение твердости стали. Однако это повышение твердости будет за-
метно только в TQM случае, когда при температуре превращения аусте-
нита мартенсит еше достаточно устойчив. Основное преимущество пре-
вращения остаточного аустенита при охлаждении стали до температур
ниже нуля по сравнению с отпуском и заключается в том, что-в этом слу-
чае остаточный аустенит превращается в мартенсит без изменения со-
става и при такой температуре, когда твердость мартенсита не претер-
певает никаких изменений. На устойчивость стали против отпуска, кото-
рая характеризуется степенью снижения ее твердости при отпуске, оста-
точный аустенит и его превращение не оказывают влияния.
В. ДОПОЛНИТЕЛЬНЫЕ ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЙ
ЛЕГИРОВАН'НОЙ СТАЛ И
В стали, легированной одним или несколькими элементами, раство-
римость которых в железе изменяется с температурой, при отпуске в оп-
' Л. И. Ко raн и P. И. Э нт~ин, Физика металлов и меч'алловедение, т. 5, 1957,
вып. 2, стр. 349.

ПРОЦЕССЫ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННОЯ СТАЛИ
187
ределенных интервалах температур может иметь место и обычное дис-
персионное твердение, обусловленное выделением той или иной упроч-
няющей фазы из пересыщенного твердого раствора в феррите. Так как
после закалки сталь имеет мартенситную структуру, то при последую-
щем отпуске ее твердость будет изменяться по схеме рис. 124. Кривая 1
показывает изменение твердости феррита за счет дисперсионного твер-
дения. Кривая 2 — то же, но при сорбитной основной массе. Кривая 3-—
изменение твердости мартенсита при отпуске. Кривая 4 показывает сум-
марное изменение твердести такой стали при отпуске. Принцип наложе-
ния процесса дисперсионного твердения на процессы отпуска после за-
калки на мартенсит в настоящее время может быть использован практи-
чески. Для этого необходимо, конечно, ввести в сталь дополнительно со-
ответствующий элемент или элементы. В некоторых случаях, например в
быстрорежущей стали, этот принцип, по-видимому, фактически исполь-
зуется, хотя и не явно (см. стр. 445).
Разумеется, дополнительное повышение твердости за счет дисперси-
онного твердения может быть практически использовано только в том
случае, когда температура отпуска, при которой получается этот эффект,
и требуемая температура отпуска мартенсита для данной стали совпа-
дают или мало различаются. другое условие заключается в том, что тем-
пература мартенситной закалки для данной стали должна быть не ниже
температуры полного растворения упрочняющих фаз. Что же касается
условий охлаждения, то чаще всего скорость охлаждения, достаточная
для фиксирования пересыщенного твердого раствора элемента или эле-
ментов в феррите, оказывается меньше той, которая необходима для пе-
реохлаждения аустенита до мартенситной точки.
К дополнительным процессам, кроме процессов, приводящих к необ-
ратимой и обратимой хрупкости, о которых будет сказано ниже, следует
отнести также возможность получения в определенных условиях аусте-
нита при отпуске, что наблюдалось рядом исследователей [457, 459 и др.],
главным образом в стали, легированной значительным количеством
никеля и марганца раздельно или вместе. Так, например, в стали с 0,1'/о
С, 0,17О/p Cr, 3,52О/р Мп, 2,34 Ni, 0,52О/р Мо и 0,15О/о V после продолжи-
тельного отпуска в интервале температур 540 — 650' было обнаружено
[457] около 38'/р аустенита, сосуществующего с отпущенным мартенситом.
Часть образовавшегося при отпуске аустенита во время последующего
охлаждения превращается в мартенсит, что приводит к повышению проч-
ности и понижению пластичности и ударной вязкости стали. Остающий-
ся же при комнатной температуре аустенит понижает предел текучести
стали, а при значительном его количестве повышает предел прочности и
понижает пластичность. Обусло~вленная этими процесса~ми хрупкость мо-
жет быть устранена повторным отпуском. Аналогичные явления наблю-
дались в малоуглеродистой стали с 5 — 7 /о Ni li459] и с 8 — 10'/p Ni [4571,
причем и в это~м случае, в частности у стали с 0,15О/р С, 1,15О/, Cr u
4,64'/p Ni, повышение предела прочности и понижение предела текучести
и ударной вязкости устранялось повторной закалкой и отпуском.
Эти факты, как нам кажется, заслуживают внимания, так как они
могут наблюдаться и в сталях другого типа и приводить к неожиданно-
му изменению свойств после высокого отпуска. Большинство авторов
объясняет их просто ликвацией никеля и марганца 1459], что, вообще го-
воря, правдоподобно. Нам, однако, предста~вляется, что физико-химиче-
ская природа этих факторов кроется, возможно, в явлениях, наблюдав-
шихся в последнее время рядом советских исследователей и имеющих
более принципиальное и общее значение.

I88 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
В основе трактуемых явлений лежат развиваемые Г. В. 1~урдюмо-
вым представления [см. 94] об обратимости мартенситных превращений
во всех сплавах и металлах. Это означает, что при нагревании может
происходить обратное превращение ц-~по бездиффузионному механиз-
му, т. е. так же, как превращениет — è при охлаждении, кристаллогра-
фически упорядоченным путем с сохранением когерентности решеток
обеих фаз. Однако при сравнительно медленном нагреве закаленной
стали успевают пройти процессы разложения мартенсита, и обратное
превращение а -~ y протекает диффузионным путем. Бездиффузионный
механизм превращения ~ ~у может быть поэтому легче осуществлен при
быстром нагреве и в сталях, легированных большим количеством эле-
ментов, снижающих температуру превращения &lt; у, напри ер нике
марганца [257, 463]. Экспериментально бездиффузионный механизм пре-
вращения к —: т был обнаружен в алюминиевых и оловянистых бронзах,
латунях, сплавах железо-никель, железо-марганец и др. [471, 473, 94],
ЮИ
g+ б00
400
Л70
10
Få ~0 ГО 30 40 Ю
Фг', %
300 ~@
Te~nepamgpa о~плуска, 'С
Рис. 125. Часть стабильной
я метастабильной диаграм-
мы состояний системы
Fe — Ni
Рис. 124. Схема изменения твердости при
отпуске в случае наложения процесса дис-
пераионн ого твердения на отпуск мартен-
сита
причем в сплавах Fe-Ni, содержащих больше 200/0 Ni, — даже при не
очень быстром нагреве. В последнее время методом термического ана-
лиза показана возможность обратного бездиффузионного превращения
мартенсита в аустенит при температурах ниже равновесной и в закален-
ной углеродистой заэвтектоидной стали при электронагреве со скоростью
3000 вЂ 45' С/сек [см. 473, 480].
Яля лучшего уяснения этих процессов на рис. 125 [257] |показана
часть стабильной (до 6 — 8% Ni, пунктиром) и метастабильной (свыше
8% Ni, сплошными линиями) диаграмм состояний системы Fe — Ni. Из-
вестно, что в случае медленного охлаждения с температуры выше линии
Т~ в сплавах, содержащих до 6 — 8% Ni, превращение у — а совершает-
ся диффузионным ~путем, и в результате превращения получается феррит,
а в сплавах с более высокими содержаниями никеля превращение про-
исходит бездиффузионным путем, по мартенситному механизму. В слу-
чае же быстрого охлаждения с температуры выше линии Т, во всех спла-
вах Fe — Ni превращение у — ~а совершается по мартенситному механиз-
му. При этом было показано, что линия Тр, соответствующая температу-
рам термодинамического равновесия фаз Y и а, в этой системе проходит
между линиями Т, и T,. .Следовательно, при охлаждении до температу-
ры То превращение может происходить по мартенситному механизму.

ДИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВОВ
189
7. РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ПРОЦЕССАХ
ДИСПЕРСИОННОГО ТВЕРДЕНИЯ ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВОВ
Дисперсионное твердение как самостоятельный вид термической об-
работки в настоящее время получило широкое практическое примене-
ние.и для сплавов на железной осно~ве с целью сообщения им различных
физических свойств. Так, на использовании дисперсионного твердения
основано широкое промышленное применение сплавов для постоянных
магнитов. Дисперсионное твердение — важнейшее, а часто и единствен-
но возможное средство упрочнения аустенитных сталей, в том числе жа-
ропрочных. Высокая красностойкость некоторых быстрорежущих сталей,
по-видимому, также является результатом дисперсионного твердения.
Были попытки использования дисперсионнопо твердения и в ~конспрук-
ционной стали для сложных фасонных отливок, где упрочнение только
за счет закалки на мартенсит с последующим отпуском по технологиче-
ским причинам не всегда приемлемо, и т. д.
Процессы при дисперсионном твердении принципиально не отли-
чаются от процессов при отпуске закаленной стали и представляют со-
бою более общий случай разложения пересыщенного твердого раствора.
при котором не сказываются специфические особенности мартенсита. В
сплавах на железной основе упрочняющей фазой, вызывающей диспер-
сионное твердение, может быть металлическое соединение, карбид или
йитрид железа, специальный карбид или нитрид, твердый раствор леги-
Но вследствие увеличения свободной энергии фазы и за счет упругой со-
ставляющей, температура превращения, как это следует из рис. 73, пони-
жается, в данном случае до Т. При последующем медленном нагреве
полученного таким образом мартенсита обратное превращение его в ау-
стенит начинается при температуре Т~ и совершается диффузионным пу-
тем с установлением равновесных концентраций фаз а и v по линиям
T. и Т„. При быстром же нагреве превращение происходит бездиффузи-
онно с некоторым перегревом выше То, а именно при температуре, соот-
ветствующей линии То'.
Введение углерода в железоникелевые сплавы с 5 — 7~/, Ni,íàñòoëüêo
понижает температуры превращения, что становится вероятным обрат-
ное бездиффузионное превращение а ~т и в такой стали при 550 — 650'
даже в случае сравнительно медленного нагрева, особенно если в стали
содержится одновременно значительное количество марганца, влияюще-
го на температуру превращения в том же направлении, что никель и уг-
лерод. При этом вследствие сохранения внутризеренной текстуры (см.
стр. 88), в соответствии с принципом ориентационного соответствия при
бездиффузионном превращении и — ~, образовавшийся аустенит при мик-
роскопическом исследовании может остаться незамеченным [см. 2571.
Очевидно также, что в связи со сказанным особое значение приобре-
тает возможность появления метастабильных фаз при высокотемпера-
турном ускоренном и быстром электроотпуске деталей из легированных
сталей. Так, B. Н. Гриднев 1473] установил, что в случае достаточно быст-
рого нагрева при высокотемпературном электроотпуске не только мо-
жет сохраниться непревратившимся остаточный аустенит, но в опреде-
ленных условиях количество аустенита увеличивается.

~9О Влияние легиРующих элементОВ НА ФизикО-химические пРОцессы
рующего элемента в железе,,имеющий другую концентрацию, или какая-
нибудь фаза более слож~ного соста~ва.
Разложение зафиксированного закалкой пересыщенного твердого
раствора при последующем нагреве (отпуске) сплава происходит по из-
ложенной выше (см. стр. 169) схеме для отпуска мартенсита, в соогвет-
ствии с представлениями С. Т. Конобаевского, которые были им развиты
именно для более общего случая дисперсионного твердения. Таким об-
разом, после латентного или подготовительного периода следует период
самопроизвольного распада. В конце периода самопроизвольного распа-
да наступает коллоидное равновесие, вытекающее из графика рис. 106.
Коллоидное равновесие устойчиво в течение длительного времени и
может быть ~нарушено при дальнейшем, повышении температуры от-
пуска за счет двух процессов: обратного растворения выделившейся фа-
зы и процесса коагуляции частиц этой фазы, ведущего к уменьшению
свободной поверхностной энергии системы. С первым из этих процессов
при отпуске мартенсита можно было практически не считаться, так как
растворимость углерода в решетке а-железа чрезвычайно мала вплоть
до эвтектоидйой температуры. В случае же значительного изменения ра-
створимости второй фазы в основной массе сплава с изменением темпе-
ратуры обратное растворение может играть важную, а для некоторых
свойств — и решающую роль.
Температура отпуска, при которой начинается заметная коагуляция,
и при дисперсионном твердении, как и при отпуске мартенсита, будет тем
выше, чем больше стойкость упрочняющей фазы, определяемая проч-
ностью межатомной связи в ее решетке, и чем больше прочность меж-
атомной связи в решетке основного твердого раствора. При изотермиче-
ском же отпуске сплава скорость коагуляции упрочняющей фазы долж-
на определяться главным образом скоростью диффузии элемента или
элементов, образующих эту фазу, в основном твердом растворе, которая
также зависит от прочности межатомной связи в решетке последнего.
Из сказан~ного следует, что кривая изменения ~основных свойств за-
каленного сплава в зависимости от температуры отпуска или продолжи-
тельности выдержки при постоянной температуре должна иметь макси-
мум или минимум. В большинстве случаев такой ход кривых наблю-
дается и в действительности, как можно видеть из рис. 126 для измене-
ния твердости, электропроводности, коэрцитивной силы и остаточной ин-
дукции у сплавов железо-азот. Аналогично изменяются обычно значения
предела текучести и предела прочности, что сопровождается обратным
изменением характеристик пластичности и вязкости (падение ударной
вязкости а„, кривая 4 рис. 126). Положение максимума для разных
свойств соответствует разным температурам отпуска (рис. 126). Объяс-
няется это не только тем, что чувствительность разных свойств к струк-
турному фактору не одинакова, но и тем, что изменение одной группы
свойств при дисперсионном твердении определяется, главным образом,
изменением концентрации твердого раствора, тогда как для другой
группы свойств их изменение определяется степенью дисперсности ча-
стиц упрочняющей фазы.
1~о второй группе относятся свойства, характеризующие сопротивле-
ние сплава пластической деформации, которые, в соответствии с новыми
воззрениями [372], определяются эффективностью использования сил
межатомной связи, возрастающей при наличии тонкой микроскопической
или субмикроскопической неоднородности строения. Сюда относятся так-
же свойства, чувствительно реагирующие на напряженное состояние
сплава через магнитострикцию или на гетерогенность сплава вообще,

ЛИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ ~КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВОВ
191
как коэрцитивная сила, площадь гистерезисной петли и др. Все эти ха-
рактеристики сильно повышаются с увеличением числа высокодисперс-
ных частиц упрочняющей фазы в период самопроизвольного распада,
принципиально независимо от того, будет ли упрочняющая фаза тверже
или мягче основной массы, ферромагнитна или парамагнитна, и начина-
ют понижаться в основном с наступлением периода коагуляции упроч-
няющей фазы. Соответственно свойства, характеризующие пластичность
и вязкость сплава, а также магнитная проницаемость, изменяются в об-
ратном направлении.
0 50 ЮО ~50 ЛЮ /ST Юд 35О 400 М9 ~@~ ~©~
Темиературо отпуска, С
Рис. 126. Схема изменения некоторых свойств сплавов &amp е N в з
симости от температуры отпуска после закалки:
1 — Н~; 2 — 1/р; 3 — Нс' 4 — a&g ; 5 Ђ”
К первой же группе относятся такие свойства как электропровод-
ность, удельный объем, период решетки, магнитное насыщение, точка
дрюри, остаточная индукция. Изменение этих свойств при дисперсионпом
твердении определяется в основном изменением концентрации твердого
раствора. Направление,и степень их изменения в,период самопроизволь-
ного распада зависит от влияния, оказываемого элементом на соответст-
вующее свойство твердого раствора, и от состава и свойств упрочняю-
щей фазы. Изменение же их в обратном направлении после максимума
или минимума на кривой является результатом обратного растворения
упрочняющей фазы.
Так, электропроводность при разложении твердого раствора увели-
чивается, а при обратном растворении упрочняющей фазы уменьшается.
Поэтому изменение ее в направлении, противоположном указан~ному, мо-
жет рассматриваться как явление, свидетельствующее об особом состоя-
нии системы. Примером может служить уменьшение электропроводности
дуралюмина после отпуска при 100'. Точка Кюри, которая с увеличе-
нием концентрации легирующего элемента, растворенного в железе, как
правило (за исключением кобальта), понижается, при самопроизволь-
ном распаде во время дисперсионного твердения, насколько до сих пор
известно, всегда возрастает, так как выпадение неферромагнитной фазы
на нее не влияет, а в случае выпадения ферромагнитной фазы появляет-
ся соответствующая последней вторая точка Кюри. Магнитное же насы-
щение может при этом и не повышаться и даже понижаться, если из ра-
створа выпадает большое количество неферромагнитной фазы. В подав-
ляющем большинстве случаев оно, однако, повышается. С изменением
концентрации основной массы связано и повышение остаточной индук-
ции до максимума и понижение ее после максимума. Как было показано
экспериментально [62], остаточная индукция сплавов особенно резко па-
дает с полным переходом избыточной фазы в раствор. Поэтому при дис-

192 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
персионном твердении остаточная индукция возрастает значительно бы-
стрее, чем магнитное насыщение, как можно видеть, например, из рис.
127 [63], на котором приведено также изменение величины q, т. е. отно-
шения остаточной намагниченности к насыщению, в зависимости от тем-
пературы отпуска для дисперсионнотвердеющего сплава.
В действительности, однако, естественно ожидать, что характер из-
менения различных свойств сплава при дисперсионном твердении (как
по левой ветви кривой, до максимума, так и по правой ее ветви) должен
зависеть не только от физической природы рассматриваемого свойства,
но и от специфических особенностей д а н н о г о пересыщенного твердого
раствора и механизма его разложения.
Накопленный в настоящее время большой экспериментальный мате-
риал позволяет считать, что в основных чертах механизм дисперсионного
твердения в разных сплавах, а также отпуска
закаленной стали, носит общий характер, что
60
У
объясняется, очевидно, общностью термодина-
50
3 мического и кинетического факторов. На на-
6 юо 3 иболее изученных сплавах алюминия с медью
М
электронном икроскопическим, рентгеновским
~ 90 8~~
и другими методами установлено, что диспер-
20 сионное твердение начинается с образования
H
С атомных слоев пластинч атой формы (зон
Гинье — Престона), обогащенных медью.
Начальная стадия таких зон (зоны 1) обна-
руживается уже в закаленном сплаве, и, по-
видимому, образуется во время закалки [см.
482]. С повышением температуры отпуска и
увеличением продолжительности выдержки в
Рис. 127. Изменение ~наг- сплавах А1-Сц зоны растут и обогащаются
нитных характеристик при м дью. В этих участках, когда толщина их до-
закаленного с 1000, в воде. ходит до,[ОО А, при низких температурах
отпуска выделяется или, как полагают некото-
рые исследователи I[482], образуется путем аллотропического превраще-
ния оботащенных медью зон метаста~бильная фаза 0', близкая по составу
к соединению А12Си. При более высоких тем~пературах отпуска выделяет-
ся стабильная фаза е, т. е. А12Си, а образовавшаяся ранее метастабиль-
ная фаза О' превращается в стабильную 0.
По-видимому, во всех сплавах в тех случаях, когда это термодина-
мически не запрещено, при разложении пересыщенного твердого раство-
ра выделяется метастабильная фаза вместо стабильной (для данной си-
стемы), так как это ускоряет превращение.
При отпуске закаленной легированной стали метастабильной фазой,
как мы видели, может быть карбид железа или легированный цементит,
а при отпуске углеродистой стали такой фазой, по-видимому, является
карбид Fe„C. Интересно отметить, что при отпуске зафиксированного
закалкой пересыщенного твердого раствора ~в сплаве ~меди с 1,3% желе-
за [486] при температурах 300 — 620' выделяются комплексы, отличные по
своему составу от комплексов, выделяющихся при температуре несколь-
ко ниже линии растворимости (850'). Первые не становятся ферромаг.
нитными лри охлаждении в жидксы азоте, тогда как 50%',âòîðûõ при
температуре жидкого азота становится необратимо ферромагнитными,
что, по мнению автора работы, свидетельствует о большей концентраиии
в них атомов железа. Вероятно, и в этой системе при отпуске выделяет-
ся метастабильная фаза.
500 600 900
Темлература отгцс
ка, C'Ñ

QHCIIEPCHOHHOE ТВЕРДЕНИЕ ~EËÅÇÍÛÕ СПЛАВОВ
Обшим для разных систем является, по-видимому, и то, что при низ-
ких температурах отпуска сохраняется когерентность решеток выделяю-
щейся новой фазы и основного твердого раствора. что также способст-
вует ускорению превращения. При более высоких тем~пературах отпуска,
различных у разных сплавов, когерентность решеток нарушается.
Так называемое явление возврата, обнаруженное очень давно у алю-
миниевых сплавов, позднее также было найдено и у сплавов на железной
основе [61], в том числе у стали с 1,4'/р С [494]. Это явление заключается
в том, что быстрый и кратковременный нагрев до более высокой темпе-
ратуры частично или полностью снимает результаты твердения при бо-
лее низкой температуре. Сплав при этом возвращается в исходное состо-
яние, снова приобретая способность претерпевать при последующем
нагреве те же изменения, что и непосредственно после закалки. Явление
возврата можно объяснить тем [см. 59 и др.], что зоны Гинье — Престо-
на, образовавшиеся при низкой температуре, с повышением последней
рассасываются, пока при некоторой температуре раствор не возвра-
щается к исходному, т. е. закаленному состоянию. Но если даже при низ-
кой температуре отпуска успела выделиться новая высокодисперсная
фаза, то явление возврата при последующем более высоком нагреве все
же ~во~зможно за счет того, что скорость ра~створения очень мелких частиц
окажется больше скорости выделения более крупных. Растворение низ-
котемпературной фазы значительно ускоряется и потому, что она, как
мы видели, обычно метастабильная [см. также 60].
Вместе с тем общность основных черт механизма дисперсионного
твердения у разных сплавов, конечно, не исключает специфических осо-
бенностей, которые могут быть присущи сплавам данного типа. Это тем
более относится к характеру изменения свойства сплава, в частности, его
упрочнению и разупрочнению при отпуске. И действительно, в алюмини-
евых сплавах максимальное упрочнение совпадает либо с окончанием од-
нофазного расслоения твердого раствора [495], либо с началом выделе-
ния метастабильной фазы О'. В других сплавах максимальное упрочне-
ние соответствует видимым под микроскопом частицам выделившейся
фазы. Разупрочнение в алюминиевых сплавах, по мнению некоторых ис-
следователей [482], определяется, главным образом, не коагуляцией вы-
делившихся частиц, а нарушением когерентной связи между ними и
твердым раствором и термическим снятием напряжений, вызванных
«гидростатическим давлением», тогда как в подавляющем большинстве
других сплавов главную роль в разупрочнении играет коагуляция
частиц.
Сплавы, у которых максимум твердости или другого свойства до-
стигается в стадии подготовки к выделению новой фазы, иногда назы-
вают диффузионно твердеющими. Из сказанного, однако, следует, что
серьезных оснований для выделения таких сплавов в отдельную группу
нет. В связи с этим следует также заметить, что вместо часто употребляе-
мого термина «критическая степень дисперсности», которой соответст-
вует максимум на кривой отпуска, правильнее говорить о критической
температуре отпуска,или критической |продолжительности выдержки для
данного свойства.
Таким образом, для определения наивыгоднейшей критической тем
пературы отпуска и продолжительности,выдержки;при ней необходимо
построить экспериментально для каждого свойства данного сплава изо-
термы отпуска. В качестве примера на рис. 128, а изображены схемати-
ческие,изотермы отпуска для твердости, à Hà рис. 128, б — дейстдитель
ные изотермы твердости для сплава железа с 0,06o/ С [см. 64]. Каждая

100~
° в ° Il
а
Э в r
9 r °
° ° ° °
3 ° в ° ° °
Э °
Э 9 r °
° 1 чю
° ° в б Э °
! ° б ° а
а
Э °
° а Э
° а Э j a
Э ° а °
а а
Э °
° а
! ° ° ° ° ° 1 ~ °
Э в °
а °
1 ° ° Э ° '
!! I9 ° ° ° 3 ° ° ° °
И 4 ° ° ° С
° ° °
° ° в r
° ' °
° 9 J °
° ° ф j °
Э ° °
° ° ' °
в ° Э в
° а °
91 ° °
J ° ° Э ° ° ° 1 а
° 4 °
Э °
° ° °
а °
° °
° ° ° ° а
° i ° ° в ° ° °
° ° ° a 9 J
Э ° а б
Э ° 4
° 1 r
° °
° ° °
в ° J ° ° ° ~
° 9 ° r !
а °
Э °
° 9 r
Э °
° ° Э °
° а в
° ° ° ° J ° ° 4 ! °
1 ° в
° °
а Э
° а
Э ° °
° в °
° ° ° J
° °
в ° С
а
° а
а ° ° а
° ю ° °
° ° ° ° J 1!
° а
° 4
а °
а °
° °
° ° 9 r
б °
в
° 4
,-ИИИУЮЭЛиии
.,9%466@~i
' !ИЙИИЙИИ
ф~~~~ффф1~ ~ей~ЯЭЭЦЯЯ
° 23~m~
ИМиа~~~
I I I ( I I а l I
IIII ° I i I / У

ДИСПЕРСИОКНОБ ТВЕРДЕНИЕ ЖЕЛЕЗНЫК СПЛАВОВ
195
(стр. 102), облегчает также образование зародышей критического раз-
мера, способных к росту.
.Но влияние наклепа может объясняться, по крайней мере частично,
и локальным повышением температуры [141]. Во всяком случае, самый
факт значительного локального повышения температуры при наклепе не
подлежит сомнению. Признание же за наклепом такой роли, хотя бы в
качестве дополнительной, помогает объяснить ряд явлений, как напри-
мер размягчение вместо твердения у наклепанных после закалки дис-
персионнотвердеющих низкоплавких сплавов на основе свинца, сви-
нец — олово и др.; механическое старение технически чистого железа,
наблюдающееся и в том случае, когда последнее до наклепа было под-
вергнуто отжигу с последующим весьма медленным охлаждением (см.
стр. 10); появление мартенситных или игольчатотрооститных участков
при волочении предварительно отожженной стальной проволоки и не-
которых других.
Наклеп, сообщенный дисперсионнотвердеющему сплаву до закал-
ки, должен, следовательно, облегчить перевод в раствор избыточной фа-
зы при нагреве и поэтому может способствовать уменьшению необходи-
мой продолжительности выдержки при температуре закалки или по-
лучению более гомогенной структуры при одинаковой продолжительно-
сти выдержки.
деформация решетки, обусловленная пластическим сдвигом, име-
ющая место в начале периода самопроизвольного распада, также уско-
ряет этот процесс, что делает его, по С. Т. Конобеевскому, самоускоряю-
щимся [см. также 497].
Практически наклеп может быть использован не только для усиле-
ния эффекта дисперсионного твердения, но и как средство дополнитель-
ного упрочнения сплава наряду с дисперсионным твердением. Примером
использования комбинированного действия обоих процессов может слу-
жить значительное упрочнение аустенитной кислотостойкой стали, на-
клепанной путем холод~ной прокатки листов, при последующем нагреве,
вызывающем эффект дисперсионного твердения за счет выделения кар-
бидов, упрочнение некоторых жаропрочных сталей и т. п. Такое комби-
нированное упрочнение можно получить и в стали с ферритной основ-
ной массой, так как некоторые легирующие элементы (молибден, вольф-
рам и др.) настолько сильно повышают температуру возврата и рекри-
сталлизации феррита, что при температуре дисперсионного твердения
упрочнение, вызванное наклепом, полностью сохраняется. В случае пу-
стотелых изделий для получения наклепа может быть использовано ав-
тофретирование.
Однако использование наклепа для этой цели в конструкционной
стали может иметь и отрицательные последствия. Так как наклеп уве-
личивает число центров кристаллизации новой фазы, то наибольшее ко-'
личество частиц упрочняющей фазы должно выделиться в сильно дефор-
мированных местах, т. е. по плоскостям сдвигов, что приводит к резка-
му падению ударной вязкости стали. Понижение наклепом температуры
разложения пересыщенного твердого раствора также невыгодно для
стали, стойкость которой против отпуска и против нагрева в процессе
службы изделия является весьма важным свойством.
Ускоряющее влияние на процесс дисперсионного ТВВрр чия оказы-
вает и степень пер есыщения твердого р а створ а,. так
как с увеличением последней при прочих равных условиях размер кри-
тического зародыша уменьшается и, следовательно, образование его
облегчается. Под степенью пересышения твердого раствора понимаюr

I /6 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
200
E uo
а~
разность между действительным содержанием в сплаве второго компо-
нента и растворимостью его в основном металле при комнатной темпе-
ратуре. С увеличением этой разности, часто называемой «эффективной»
концентрацией, не только увеличивается скорость твердения, Но воз-
растают и максимально достижимые при этом значения свойств: твер-
дости, коэрцитивной силы и др. В качестве примера на рис. 129 по Ке-
стэру [см. 14] приведена зависимость получаемой в сплавах железо-мо-
либден максимальной коэрцитивной силы от эффективного содержания
в них молибдена.
Г л а в н ы м ф а к т о р о м, определяющим кинетику и эффектив-
ность дисперсионного твердения, является состав и строение основного
твердого раствора и упрочняющей фазы. На
двойных дисперсионно твердеющих сплавах
давно было подмечено, что разложение пе-
ресыщенного твердого раствора, как прави-
ло, начинается при тем более высокой тем-
пературе отпуска и протекает с тем мень-
шей скоростью, чем выше температура, 'при
которой упрочняющая фаза переходит в ра-
створ при нагреве для закалки, и чем выше
Я~ температура плавления сплава. В настоя-
щее время можно сказать, что такая связь
0 не является случайной. Мы уже видели, что
скорость процессов коагуляции и обратного
Э~рсректибное соде yp-
pàñòâoðeíèÿ, определяющих скорость раз-
упрочнения при дисперсионном твердении,
Рис. 129. Зависимость получас- должна быть тем меньше, чем больше проч-
Моп в &lt;nJIa ex Fe Mo Ma cH HO Tb Me&gt;Ka OMHPH I H3H g PeI IeTKe
няющей фазы и в решетке основного твер-
а нех молибдена дога раствора. Но от прочности межатом-
ной связи зависят также температура и ско-
рость растворения упрочняющей фазы при закалке, а в известной сте-
пени — и температура плавления сплава. Таким образом, подмеченная
на опыте связь носит закономерный характер. Отсюда следует, что вли-
яние легирующего элемента на кинетику и эффективность дисперсион-
ного твердения будет зависеть от энергии взаимодействия его атомов
с атомами железа.
В настоящее время основное практическое применение имеют не
двойные, а тройные и более сложные дисперсионно твердеющие желез-
ные сплавы. Поэтому весьма важное значение имеет влияние, оказы-
ваемое третьим или четвертым элементом на способность сплавов к дис-
персионному твердению, на кинетику и эффективность этого процесса.
Применительно к сплавам на железной основе все элементы можно раз-
делить IIo этому признаку на три группы: 1) элементы, усиливающие
эффект дисперсионного твердения и замедляющие процесс разупрочне-
ния; 2) элементы, ослабляющие эффект или совершенно парализующие
способность системы к дисперсионному гвердению,и 3) элементы, кого-
рые как бы раздваи~вают процесс дисперсион~ного твердения системы.
Сущность влияния на дисперсионное твердение легирующего эле-
мента первой группы внешне может быть разная. Элемент может сдви-
гать влево линию растворимости, тем самым увеличивая эффективнук
концентрацию элемента — упрочнителя при той же действительной кон-
центрации его. Примером может служить влияние кре~мния в систе-
ме железо — вольфрам, показанное на рис. 130 l64].

ф ° ° а ° а ° а
а а
° °
° ° &
° ° ° °
'I ИИИИИИИИ.
,! ИИИ1ИИИЙЙЙ
'1ИИ1ИИИИГ!ИН
,1ИИИИ1ИИУИЙИ
'1ИИИИИЮИИ@И
~дддщфУРДУИ
' 1ИИИ16иии
, 10ÈÈÈ1ÉÉIÈÈÈÈ
) ° ) у
Э
ю aå11 е
° ° ° °
а а
° е ° II
е ° °
° а ° а
9 ° °
Ф
° 3 °
° ° Ф ° °
3 ° °
ЙйемИвЖ~ИИИ
, ° ИИ Щ~~
: -ИЮИ6И~ЙЬЪ'
,ИЫИ1ИИ
'ИиИ1иИИи

198 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
кремний, как можно видеть из рис. 130, б, влияют по-разному: хром
замедляет, а крамский ускоряет разупрочнение этого сплава. другим
:lpHMepoM может служить влияние кобальта в системах железо — вольф-
рам и железо — молибде~н. В тройных системах с кобальтом упрочняю-
щими фазами являются предположительно твердые pacTBopbl металли-
ческих соединений: CoW в Fe7W6 или соответственно СоМо в Fe7Mo6,
~э 320
ФЬ
гво
zey
~90
'b
~~86'
200
760
0 600 ЮО 700 760
Температура отпуска, С
~бась:-
82
Г2 2б
~д т (мин)
зо з~
Рис. 131. Влияние хрома на макси-
мальную коэрцитивную силу диспер-
сионнотвердеющего сплава железа с
23% Мо:
1 — 23% Мо + 75% Сг; 2 — 23% Mo +
+ 2,5% Cr. Закалка с 130(P
404
750
fO
00Ф
50~~
С
S
что приводит к значительному ~uz
усилению эффекта дисперсион-
ного твердения. ОВ8
На рис. 132 [501] показа-
на кинетика дисперсионного 8~ в~
твердения за счет выделения
карбидов хрома в аустенитной
стали без вольфрама (рис. 132,
а) и в стали приблизительно
такого же состава, но содер- ' 4 16 Г2 ~6 30 34 Дд
жащей дополнительно 2,6% Ж.~
cg ~ ~мин.
(рис. 132, б). Сильное измене-
ние кинетики процесса, в част-
ности замедление разупрочне-
ния при дополнительном вве-
дении вольфрама, в данном
случае объясняется в основном
усилением межатомных связей
в решетке упрочняющей фазы, представляющей собой карбид Сг2ЗС6.
Здесь наблюдается, следовательно, то же, что при растворении ванадия
в карбиде вольфрама в быстрорежущей стали, о чем было сказано при
рассмотрении отпуска мартенсита. Одновременно растворение вольфра-
ма в карбиде хрома повышает и температуру его перехода в твердый
раствор. Растворение же кобальта в карбиде хрома, в котором уже ра-
створено некоторое количество вольфрама, понижает температуру пе-
~бась~
76
У
Рис. 132. Изменение твердости в зависимо-
сти от продолжительности отпуска при раз-
ных температурах у двух аустенитных ста-
лей:
a — сталь с 0,29% С, 45% Ni, 15,4% Gr и 10% Go;
б — сталь с 0,33 С, 40,Д% Ni, 15,5% Gr, 11,8% Со
и 26% W

ДИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВОВ
199
реход» карбида в раствор при закалке. Таким образом, изменение саста
ва упрочняющей фазы за счет легирующих элементов создает известные
возможности регулирования температуры и кинетики разупрочнении
при дисперсионном твердении и одновременно — условий нагрева при
закалке lj501], что имеет особо, важное значение для стали типа жаро-
прочной.
Однако тройная система может оказаться способной к дисперсион-
ному гвердению и ia том случае, когда ни,в одной из трех предельных
двойных систем вообще нет фаз переменной растворимости, являющих-
ся необходимой предпосылкой возможности процесса. Если один леги-
рующий элемент в двойных сплавах с железом суживает область Y-Fe,
а второй расширяет ее, то в тройной системе во многих случаях появ-
ляются гетерогенные области твердых растворов a+v с переменной ра-
створимо~стью одной фазы в другой, что и сообщает сплавам способ-
ность к дисперсионному твердению. Примером могут служить системы
железо — марганец — хром, железо — никель — хром и др.
Другой причиной появления у тройной системы способности,к дис-
персионному твердению может быть новая фаза, являющаяся резуль-
татом взаимодействия обоих легирующих элементов в тройном сплаве,
или еще более сложная, и растворимость которой в основной массе из-
меняется с температурой. Новые упрочняющие фазы образуются в
большинстве случаев и в многокомпонентных системах.
Сущность влияния элементов второй группы, т. е. уменьшающих
эффект дисперсионного твердения или вовсе его подавляющих, может
заключаться в том, что они сдвигают линию растворимости в двойной
системе вправо, т. е. увеличивают растворимость основного компонента
в железе. Однако оольшей частью элементы второй группы, будучи при-
сажены к двойному сплаву, связывают частично или полностью основ-
ной элемент в стойком химическом соединении, либо вовсе нераствори-
мом в основной массе, либо растворимость которого в последней не ме-
няется с температурой. Такое явление наблюдается, например, в систе-
ме железо — азот, если присаженный третий элемент образует стойкие
нитриды, в системе железо — углерод, если присаженный элемент обра-
зует стойкие карбиды, и т. п.
В табл. 16 приведено по данным Айлендера и др. [см. 141 в качестве
примера влияние некоторых легирующих элементов на эффект диспер-
сионного твердения в сплавах железо-углерод и железо-азот, характе-
ризуемый изменением твердости при 20' у первых и изменением коэр-
цитивной силы при отпуске 150' у вторых после предварительной закал-
ки с 680' в воде. Из таблицы видно, что все приведенные там легирую-
щие элементы либо резко уменьшают, либо совсем |подавляют процесс
дисперсионного твердения. Из них такие как хром, молибден, ванадий,
тита~и в сплавах железо-углерод влияют путе~м образования стойких кар-
бидов, а кремний и алюминий — в основном вследствие их графитизиру-
ющего действия. В сплавах железо-азот все приведенные элементы вли-
яют путем образования стойких нитридов.
Необходимо, однако, сказать, что в действительности специальные
карбиды также обладают переменной растворимостью в а-железе, но
линия их растворимости проходит значительно выше, чем для цементита.
Поэтому в данном случае, вследствие того, что сплавы закаливались с
680', специальные карбиды нерастворимы. Если же закалить сплавы с
достаточно высокой температуры, то специальные карбиды при,после-
дующем отпуске сами в состоянии вызвать эффект дисперсионного твер-
дения, что,и наблюдается в действительности (ом. рис. 113). Только вы-
деление их происходит соответственно при более высокой температуре

° °
° в 4 °
Э °
Ф
° i ' е 4
° ю II ll
i 1 1 1 ' ' В
в °
° ° I
° ° . с
I ' ° °
° 1'
1 1 1
I I
I I
1 1
1 1 1
I I
° е
1
е
II e
е
е
I !1 °
I II
4
1' . ° °
° J °
° ф Ф
° с °
с ° 4 °
с ° I °
Ю ° ' °
а
° Ф ° ° °
ф Ф Ф
Ф О °
° ° °
4
° й й
° ° б
° ° ° °
° °
в J ° °
й °
° °
° й ° J й
а °
° в ° °
Э i ° ° ° ° ° °
II II ) °
° в
Ф °
4 ° °
° й ° J й
J а ° ° ° а
° ° °
° ° ° '
а
Ф
й
° °
° ° й
° ° в
в ° °
а в 11 в °
й ° °
Э ° 4
° j й а
й а 1 1
° в i °
й
й ° й
б °
° °
° °
1 ° 4 ю
° J ° ° ф
° 4 °
~ ° ° J °
° б
й
° °
а
а ° °
й °
° °
° в
° ° ° J ° °
й
° а
° е ° м °
J °
J ° s i
° °
° °
° °
1 1
1 1
1 1
! 1
1 1
! 1
! 1
1 11 ° I II
I I I
1 ll
I ll °
1 1 е 1 !! °
1 ll °
° е ю °
° °
1 II
I
1 1 °
I !Iе
1 1!'
1 ll
l I в
У °
1
е
1
!!е
I 11 1
I °
1 11 I

К Легирование конструкционной
улучшаемой стали
1. ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
Конструкционные стали — самая большая по потребляемому коли-
честву и одна из самых важных для общего и специального машино-
строения групп стали. Кон~струкционная сталь должна обладать соче-
танием высоких характеристи~к прочности, пластичности и,вязкости и
в то же время хорошими или по крайней мере удовлетворительными
технологическими свойствами: пластичностью при высокой температу-
ре, обрабатываемостью режущими инструментами, свар~иваемостью,
малой склонностью к трещинообразованию при закалке и др., а иногда
также и специальными .свой~ствами: стойкостью против износа, жа~ро-
стойкостью, жаропрочностью, стойкостью против эрозии, коррозионной
стойкостью, теми или иными физическими свойствами и др. Однако
такие свой~ства в обычной конструкционной стали играют подчиненную
роль. Наконец, для конструкционной стали важно, чтобы в ней содер-
жалось по возможности меньше легирующих элементов, особенно дефи-
цитных и дорогих.
На анализе характери~стик прочности, пластичности и вязкости мы
останавливаться не будем, так как этому вопросу посвящены специаль-
ные труды [189-193, 195, 196, 91 и др.] и очень большое количество,ра-
бот в современной советской и иностранной литературе. Важно, одна-
ко, отметить. что, согласно работам преимущественно советской школы
металловедов в обла~сти механики материалов, следует прои оценке ме-
ханических свойств сплава учитывать характер его раз~рушения и спо-
соб нагружения. Разрушение может быть либо пластическое, путем
сре з а — от максимальных касательных, либо хрупкое, путем отр ы-
в а — от максимальных нормальных напряжений. В соответствии с этим
необходимо различать две характеристики прочности: сопротивление
срезу и сопротивление отрыву, называемое также хрупкой прочностью.
Характер разрушения при данном сопротивлении сплава касатель-
ным и нормальным напряжениям зависит от относительной величины
напряжений каждого типа, а следовательно, от вида напряженного со-
стояния образца или детали. Одновременное влиян~ие свойств материа-
ла и вида нагружения может быть изображено предложенной Я. Б.
Фридманом [190] так называемой диаграммой механического состояния,
cxelMbI которой приведены на рис. 133 [198]. На всех диаграммах на-
клонные линии хара~ктеризуют вид нагружения, оцениваемый отноше-
нием касательных напряжений т к нормальным а. Величина &l ;, по
зывает предел текучести; т„„, и а„„,сопротивление материала срезу и
отрыву. Каждая ~схематическая диаграмма относится к стали отдельно-
го типа, имеющей разл~ичные значения &lt м и а„„„при ем рассмат
вается несколько простых видов напряженного состояния, характери-
зуемых соотношениями: б = т (кручение); б = 2 т (растяжение или изгиб

202
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
' Существуют, однако, материалы, например аустенитные стали, которые не об-
разуют шейки, но все же, вследствие очень большого равномерного удлинения, их
пластическая деформация весьма велика, н разрушение нх носит не хрупкий, а вяз-
кий характер. Шейка не образуется и в некоторых других случаях вязкого разруше-
ния (ом. стр. 219).
гладкого образца, без надрезов); а) 2т (растяжение или изгиб образ-
ца с надрезом). Если наклонная линия пересекает раныше линию т„„„
то сталь разрушается путем среза; если же раньше пересекается линия
омакс то разрушение происходит путем отрыва.
Из рис. 133 видно, что сталь, которой соответствует диаграмма а,
например закаленная высо|коуглеродистая сталь, при кручении,разру-
шается путем среза, а при растяжении или изгибе — путем отрыва. Ма-
териал диаграммы б, например конструкционная сталь с высокой проч-
ностью (аа = 160 — 180 кг~~мм2), разрушается путем среза как при
кручении, так и при растяжении или изгибе гладкого образца, но раз-
рушается путем отрыва при растяжении или изгибе надрезанного об-
разца. Материал же, к которому относится диаграмма в, например кон-
струкционная сталь со средней и низкой прочностью (о~ & t; 30 кг/мм
даже при растяжении или изгибе надрезанного образца, когда а ) 2т,
разрушается путем среза.
Из характеристик прочности при статическом нагружении для
конструкционной стали обычно определяют следующие:
П~р едел текуч ест и или предел щропорциональности, характе-
ризующий ~сопротивление стали малым пластическим деформациям.
У некоторых сталей,в определенных условиях на диаграмме растяже-
ния наблюдается так называемая площадка текучести. В этом случае.
можно говорить о «физическом» ~пределе текучести. Однако у боль-
шинства сталей явно выраженной площадки текучести не получается.
Поэтому в инженерных расчетах чаще всего учитывается напряжение,
соответствующее определенной заданной остаточной деформации, на-
пример 0,2'/о (~о,2). Величина предела текучести определяет также
склонность металла к переходу от вязкого разрушения путем среза к
хрупкому разрушению путем отрыва; чем выше предел текучести, тем
при прочих равных условиях эта склонность больше. Если &l ; ) ~тма
то разрушение будет хрупкое, без предварительной пластической де-
формации.
Предел прочности или временное сопротивление
р а з р ы в у характеризует различные свойства у хрупких и пластичных
металлов. У хрупких металлов, не образующих при растяжении шейки,
разрушение обычно происходит путем отрыва, и предел прочности
характеризует сопротивление металла разрушению '. У'пластичных ме-
таллов, дающих при растяжении сосредоточенную деформацию, т. е.
образующих шейку, предел прочности аа характеризует их сопротив-
ление значительным пластическим деформациям. Сопротивление же
разрушению у пластичных металлов характеризуется отношением раз-
рушающей нагрузки, т. е.,конечной ординаты кривой растяжения, к
площади поперечного сечения образца в момент разрушения. Эта ха-
рактеристика S представляет собой, следовательно, истинное напря-
ЖЕНИЕ.
T в е р д о~с т ь, определяемая методом вдавливания в испытуемый
металл твердого наконечника (твердость по Бринелю, по Виккерсу, по
Роквеллу, микротвердость), также характеризует сопротивление ме-
талла пластическим деформациям, обычно значительным, как и предел
прочности у пластичных металлов. Поэтому между твердостью при

ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
203
~э
%3
е
Ю
р Норйальнь)е на~рдженид Q
д
500
400
"зоо
Нормальные напрржения 6
200
&lt
а~
О
О
,~5 ~Р
с~
50 &lt 00
S~
~ормальнье нааряженуд
Рис. 134. Зависимость между
истинным пределом прочности
и твердостью при вдавли-
вании конуса ~~
Рис. 133. Схема диаграммы механического со-
стояния
териалы, у которых предел прочности характеризует не сопротивление
пластической деформации, а сопротивление разрушению.
Некоторые и~сследователи рекомендуют [см. 192] определять, как
более точную характеристику, истинн ы й предел прочнос т,и,
представляющий собой отношение максимальной нагрузки Рмакс к пло-
щади поперечного сечения образца в момент достижения этой загрузки,
т. е. в конце равномерной деформации. 1~ак видно из рис. 134 И921, от-
носящегося и к легированным, и к углеродистым сталям, между истин-
ным пределом прочности и твердостью при вдавливании конуса су-
ществует прямолинейная зависимость, выражавмая для любой стали
равенством S~ = 0,32 Н . Закономерная зависимость существует так-
же между истинным пределом прочности и твердостью по Майеру. По-
следнюю целесообразно определять еще и потому, что она позволяет
вдавливании и пределом прочности установлена прямая количествен-
ная зависимость, хотя и приближенная, требующая подбора переход-
ных коэффициентов для каждой группы стали. Пользуясь этой зависи-
мостью,,во многих случаях определяют предел прочности е~ пересче-
том с числа твердости по Бринелю, что 'значительно упрощает испыта-
ние. В иностранной литера-
а туре последнего времени
[cM. 5031 предлагалось уста-
новленный таким способом
предел прочности называгь
«прочностью по Бринелю».
Однако, независимо от сте-
пени точности переходного
коэффициента, соотношение
между этими величинами
никак не может быть рас-
пространено на хрупкие ма-

204
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЛ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
хара~ктеризовать и такое важное свойство конструкционной стали, как
наклепываемость, т. е. способность ее упрочняться при пластической де-
фор~ма~ции. Это свойство обычно характеризуют углом наклона к оси абс-
цисс прямолинейного участка диаграммы истинных напряжений (коэф-
фициентом упрочнения D).
Из других характеристик прочности для конструкционной стали в
ряде случаев может предоставлять интерес у с т ал о ст н а я п р очи-
н о сть, хотя это больше конструкти|вная характеристика.
Что касается пл а с т и ч н о ст и, то равномерная деформация, ха-
рактеризуемая относительным удлинением, играет особо важную роль
в тех случаях, когда детали работают на растяжение. Предельная пла-
стичность, определяемая полным относительным сужением или пре-
дельным истинным удлинением в шейке —,весьма важная характери-
стика, чувствительная к содержанию неметаллических фаз и водорода,
один из показателей степени анизотропности стали. В некоторых случа-
ях она может служить (до известной степени) и технологической ха-
рактеристикой, например при изготовлении из стали проволочных изде-
лий, при холодной прокатке листов и ленты и т. п.
Особо следует остановиться на ударной вязкости. У д а р н а я в я з-
к о с т ь — сложная характеристика, и ее действительная роль до сих пор
еще недостаточно выяснена и во всяком случае далеко не одинакова в
различных областях применения конструкционной стали. Интересно в
связи с этим заметить, что, например, в США этой ха~рактеристике при-
дают не столь большое значение, как у нас и в некоторых других евро-
пейских странах. Такое отношение там особенно укрепилось после того,
как была установлена пригодность стали~стого чугуна для изготовления
коленчатых валов и показана большая роль конструктивных факторов,
способствующих устранен~ию острых надрезов и объемного напряженно-
го состояния. Это положение о роли ударной вязкости, в свою очередь,
приводит американских исследовагелей к далеко идущим принципиаль-
ным выводам, в частности, к концепции о решающем значении прокали-
ваемости и подчиненной индивидуальной роли («взаимозаменяемости»)
легирующих элементов в конструкционной стали. Мы, однако, считаем
ударную вязкость весьма важной характеристикой конструкционной
стали и физическую сущность ее — заслуживающей дальнейшего серь-
езно,го изучения.
Основной смысл испытания ударным изгибом надрезанных образ-
цов связан с влиянием, внешних факторов — скорости деформирования,
температуры, надреза — на диаграмму механического оостояния
(рис. 133) данной стали и получаемые из нее коэффициенты. Наличие
надреза на испытуемом образце уменьшает отношение касательных на-
пряжений к нормальным. При повышении же скорости деформирования
сопротивление стали срезу ~„,„, значительно возрастает до некоторого
значения, а сопротивление отрыву ~&lt ,, по ти не меняет я. Следовате
но, отношение "'"' увеличивается. Таким образом, влияние обоих
~макс
4
внешних факторов на|правлено в сторону увеличения вероятности раз-
рушения образца испытуемой стали путем отрыва. Поэтому ударная
вязкость ~стали,выявляет склонность да н ной стали к хруп ко-
му разрушению.
В том же направлении и притом в значительно большей степени,
чем увеличение скорости деформирования, действует такой внешний
фактор, как понижение температуры. С понижением температуры и при
статических испытаниях повышается сопротивление срезу ~м„, и предел
текучести 'T„ вследствие чего увеличивается вероятность разрушения

° ° '
° ° в °
a ° °
й j й
й
г
° ° °
° Э °
° 11 11
° °
° °
° °
й
ю
° °
Э r !
° в
° °
М °
° °
4 а Э °
4 в ° °
в ° ° °
° °
в °
а ° ° й
й °
Э в
e ° &
° °
й
Ф ° ° 4
° °
° °
° ! Ф °
9r !r °
° ° &
б °
а
Ю
й °
й °
° ° ° °
° °
° °
° ° ° е °
° в r
& t
° °
° °
° °
° a r r
° °
°... II
Э °
° ° ° ° °
° 3
%
° б
эю
ф °
Ю
а
Ф Ю r r
в Е
° ° °
Э В ° ° е
° Ф °
° ~ в °
° й °
° в r
& t
° ° ° °
° Э °
б °
° °
° ° &
° Ф
1 ° ! °
Э °
° °
Э & t
Э
° °
й
й Э
° °
а °
° °
° ° Э
° °
° а
( ° в r
Э 4
й
° й
° е
а
° °
ю в ' ° 3
е °
Э r ° °
° °
° 4 Э °
3 ю °
° й
б
Ю
ю Э
° °
Э ° ° ° °
а °
° °
Э
° в °
° Э
° °
° °
° а
° ° °
° в °
° ° 3 °
° ° ! ° ° °
° °
° ° Э 4
O
й °
° в
° °
в ° °
° а ° в ю
° а ° ° °
! e °
° в
° ° ~ в
° й °
Э ° °
° Э
3 r в 4
° б
ю
° в
° ° °
° °
° ° °
° °
° ° ° ° r 4 Э °
l Э
Э °
° а ° °
в °
° ° °
° ° Э в
й ° ° ° ° б
° ° °
° ~ r 3 !
° °
й
Ю
° °
Э ~ 11
Э °
° °
& t
й
° °
// I /I //
° 1 в В °
Ф ° 4 °
° ° ° в
li ° Ю Ю °:.
ф ю ° °
& t
° ° б й й
в4 4в ° °
° ° й j й °

20б
ЛЕГИРОВАНИЕ КОКСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
ца — в Советском Союзе образ~ца типа Менаже. При испытании этим
методом, основанным на работах А. M. Драгомирова и пракгически
разработанным Б. А. дроздовским и др. [202], основные характеристики
получаются из записанной диаграммы усилие — прогиб, схематически
показанной на рис. 137, где E& t; Ђ” ~раб та деформа ии д Р ,; Е2 Ђ”
бота от Р„,.„,до начала разрушения; Ез — работа деформации после 06-
разования трещины. Главной характеристикой обычно служит выра-
женное в процентах отношение площадей кристаллической и волокни-
стой части излома, чему соответствует и определенное отношение Ь!Рмжц
Записав такие диаграммы при различных пониженных температурах,
берут в качестве критерия склонности стали к хрупкости температуру,
при которой отношение h/Р„,», превосходит определенную величину.
1
например Ь) — Р„,„,. При более точных исследованиях можно также
учитывать прогиб, соответствующий Р „,, и отношение Р~/Р„,„,. Та-
кая характеристика особенно ценна применительно к свариваемым ста-
лям и в настоящее время рекомендована и за рубежом для оценки чув-
ствительности к надрезу мягких сталей [507]. Принятый там для этого
испытания образец с острым надрезом показан на рис. 137, б. Критери-
ем же хрупкого излома считается ширина (перпендикулярно к надрезу~
волокнистой его части меньше 32 мм или отношение Р,/Рилакс =0,7.
Если изделие работает все время или может работать периодиче-
ски при низких температурах, например, в холодильной, химической
промышленности, в авиации и т. п., то склонность стали к хрупкому
разрушению при низких температурах представляет и самостоятельный
интерес. В этом случае конструктивной характеристикой может слу-
жить так называемый температурный запас вязкости, рав-
ный разности 7,— T„, т. е. температуры, при,которой работает кон-
струкция, и критической температуры хрупкости данной стали, или так-
то — тк
же отношение , называемое фактором с,клонности к
Т
х~р упкости.
1'~енность определения ударной вязкости заключается еще в том„
что эта характеристика весьма чувствительно реагирует на ряд физико-
химических процессов, протекающих в граничном слое зерна стали
В качестве примера достаточно назвать процессы, вызывающие в стали
явление отпускной хрупкости. Эти процессы, приводящие к,резкому па-
дению ударной вязкости и повышению критической температуры хруп-
кости, не улавливаются не только определяемыми статически механиче-
скими характеристиками, но и многими значительно более чувсгвитель-
ными физическими методами, например магнитными, электрическими и
др., по к~райней мере .в пределах чувствительности применявшихся до
сих пор приборов. Ударной вязкости в неменьшей степени, чем пре-
дельной пластичности, присуща анизотропность, вследствие чего ее ве-
личина сильно изменяется под.влиянием всех факторов, обусловливаю-
щих анизотропность свойств стали. Наконец, ударная вязкость прояв-
ляет большую чувствительность,к различным технологическим факто-
рам, вследствие чего ее следует считать важной технологической харак-
теристикой, показателем общего уровня качества стали. Эта особен-
ность остается за ударной вязкостью и тогда, когда ценность ее как
конструкционной характеристики по условиям работы изделия весьма
незначительна.
Однако слишком большая чувствительность ударной вязкости, ре-
агирующей на состояние поверхности образца, на форму и способ изго-

ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
207
товления надреза, на незначительные структурные изменения, на раз-
личные технологические факторы, является в то же время и ее недо-
статком. В частности, это сильно препятствует установлению законо-
мерностей влияния легирующих элементов, условий обработки и дру-
гих факторов на эту характеристику стали. В связи с этим мы полага-
ем, что принятые в некоторых областях применения конструкционной
стали особо жесткие условия определения ударной вяжости, например
на образцах типа Шарпи, не вызываются необходимостью и тормозят
изыскание более экономичных сталей, а также способствуют необосно-
ванному забракованию ряда дорогих заготовок. Возможно, что это и
оправдывалось в то время, когда
ударная вязкость определялась
только при комнатной температуре.
В настоящее же время, когда эта ха- макс
рактеристика определяется и при
I пониженных температурах, условия
ее испытания, по нашему мнению, ( C
должны быть пересмотрены. у
Одной из чрезвычайно ценных
и в то же время наиболее просто I
определяемых характеристик кон- (Ез
струкционной (и не только конст-
рукционной) стали является в ил Opo aud
и з л о м а. Ценность этой характе-
P
ристики, использованной еще
El,. K. Черновым при его знамени-
тых открытиях, в настоящее время змм
не нуждается в доказательствах и 45
подтверждается все новыми факта-
ДЮ
ми не только из производственного
ОПЫта, НО И ИЗ ОбЛаСтИ НаУЧНЫХ ИС- рис 137. диаграмма силие — прогиб
сЛЕДОваний. ГЛавныМ неДос~аткОМ при испытании статическим изгибом
этой характеристики является зна- надрезанного образца
чительный элемент субъективности
в оценке вида излома, сказывающийся даже при пользовании шкалой
изломов. Однако в настоящее время разработаны [508] и разрабатыва-
ются объективные методы оценки вида изломов, что еще больше по-
высит ценность этой характеристики, которая и сейчас часто позволя-
ет делать далеко идущие выводы.
Следует в заключение отметить, что при определении механических
свойств стали, как и других материалов, их обычно считают квазиод-
нородными и квазиизотропными. Определяемые механические характе-
ристики являются, следовательно, макроскопическими, т. е. усреднен-
ными для данного сечения. Между тем в ряде случаев сильно прояв-
ляется структурная неоднородность материала, и для оценки его меха-
нических свойств необходим микроскопический подход. В последнее
время Я. Б. Фридман Б09] попытался разграничить случаи, в которы&
макроокопический подход можно считать допустимым, и случаи, в ко-
торых необходимо учитывать напряженность и свойства разнородных
структурных составляющих материала. В качестве юритерия при таком
разграничении взято отношение L,/1„где l, — линейные размеры
структурных неоднородностей, а ~, — линейные размеры максимально
напряженной зоны образца.
В области выше наклонной линии на диаграмме ~рис. 138. т. е. при
Toncgueo лосп~а

208
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
О-7 rO-~ 10-5 1g ~ 1д-З 10 10 ' 1 10
1epuol cmpylrmypHou ueokopokocmu 2~ ии
]~ис. 138. диаграмма относительной структурной неоднородности
Нормальный образец для
испытания
Микрообразец. Зона при
ударном испытании, зона при
черновом резании, зона на-
чала усталостного разруше-
ния крупных деталей
Зона при чистовом резании,
зона начала усталостного
разрушения образцов
Зона при кавитации
железобетон
Ф
Крупный графит в чугунах
(¹])
10
10
Крупное зерно в сталях
е
Мелкий графит в чугунах
(№8), мелкое зерно в стали
Толщина пластинок мар-
тенсита
Крупные выделения в дю-
ралюминии и подобных спла-
вах
Мелкие выделения в дюра
люминии и подобных сплавах
Карбиды в низкоотпущен-
ной стали (в мартенсите), на-
чало сфероидизации карбй,пою
10 — 2
~p — 3
~p — 4
Зона вблизи вершины тре-
щины
10 — 5
IO
турных элементах определяются значениями,их модуля упругости; пере-
гружается элемент, имеющий больший модуль. При возникновечии пла-
стической деформации напряжения перераспределяются в зависимости
от вида кривой деформации. Очевидно, что при одинаковой структуре
материал может переместитыся из одной области диаграммы рис. 138 в
другую в зависимости от способа нагружения, определяющего величи-
ну l,. To же мажет произойти под влиянием других факторов, приме-
ры которых приведены на диаграмме рис. 138, где направление переме-
щения показано стрелками. Хотя эта диаграмма еще приближенная и
отношении l,/1, ~ 10, допустимо макроокопическое усреднение опре-
деляемых характеристик. В области диаграммы ниже наклонной ли-
нии, т. е. при отношении l,/l, (10, желательно согласовать напряжен-
ность и сопротивление отдельных структурных элементов материала.
При этом в области упругих деформаций напряжения в разных струк-
70
° ..б
° ~
~& t; I
~о-'
~3
~ 1Ц 3
~ 10
~ 10-5
+~ 10

СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
209
условная, она позволяет во многих случаях оценить роль однородн|ости
структуры. Так, например, устранение или скруглание на~дрезов, про-
порциональное увеличение размеров изделия уменьшает, а наличие
острых надрезов, понижение температуры испытания при локальных
видах нагружения, уменьшение размеров изделия и т. п. повышает тре-
бования к однородно~сти структуры.
2. РОЛЬ ФИЗИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ В СОПРОТИВЛЕНИИ СТАЛИ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
' См. также новую работу [518].
Прочность конструкционной стали, как и других металлов и спла-
вов, в конечном счете зависит от количественного соотношения видов и
прочности межатомной связи '. Однако эта зависимость завуалирована
влиянием такого большого количества факторов, что в подавляющем
большинстве случаев пока еще приходится считаться именно с этими
ф акт ар ам и.
Реальная или, как ее иногда называют, техническая прочность ме-
таллов приблизительно на два порядка меньше теоретической прочно-
сти, рассчитанной из прочности межатомной связи. На основании тео-
рии Гриффитса, получившей известное экспериментальное подтвержде-
ние в опытах А. Ф. Иоффе и др. [241], это расхождение объясняют на-
личием дефектов в реальных кристаллах в виде ультрамикроскопиче-
ских, микроскопиче~ских и макроскопических трещинок. Вблизи трещи-
нок возникают локальные перенапряжения. Когда напряжение у вер-
шины одной из опасных трещинок до~стигает критической величины,
приблизительно равной теоретической прочности, наступает разруше-
ние. С увеличением вероятности встречи опасного дефекта обычно свя-
зывают и ма|сштабный фактор, сказывающийся в понижении характе-
ристик прочности с увеличением сечения образца как при хрупком, так
и при вязком разрушении, но значительно сильнее — в первом случае.
Однако в последние годы установлена вре~менная зависимость
прочности у самых разнообразных материалов — металлических и не-
металлических — при разных температурах [см. 510, 511, 196, 622].
Из рис. 139 Б10] видно, что разрушающее напряжение уменьшается с
увеличением длительности действия нагрузки. Наоборот, время до раз-
рушения или живучесть (долговечность) материала с увеличением на-
пряжения падает, причем зависимость между ними на полулогарифмиче-
ской диаграмме рис. 139 удовлетворительно изображается прямой ли-
нией, имеющей разный угол наклона для различных материалов. Эти
данные, имеющие, по-видимому, характер общей закономерности, поз-
воляют считать, что процесс разрушения протекает путем постепенного
локального разрыва межатомных связей, который оказывается возмож-
ным вследствие неоднородно~сти материала и распределения напряже-
ний, флуктуаций энергии тепловых колебаний атомов и прочности меж-
атомной связи, а у металлов — также в результате сдвигов при пласти-
ческой деформации. Oб этом до некоторой ~степени свидетельствуют
найденные С. Н. )Курковььм и др. [510] статистическое ра~спределение
значений долговечности или живучести и необратимость процесса. По-
J

210
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
слвдняя заключается в том, что суммарная живучесть практически не
меняется в случае промежуточного разгружения и длительного «отды-
ха» образцов. В отдельных случаях сказываются и другие причины вре-
меннбй зависимости прочности [см. 196]. В частности, такой причиной
может быть воздействие поверхностно активных сред, например влаги,
адсорбированного поверхностью стали атомарного водорода и т. п.
Протекание процесса разрушения путем зарождения и развития
трещин одновременно с пластической деформацией подтверждаегся и
экспериментально. В ряде работ Б12, 513 и др.] было показано, что.
микроскопические трещины зарождаются задолго до макроскопическо-
3 3 4 5 б 7
нспряжение, кг/мм ~
Рис. 139. Зависимость долговечности (живучести) от на-
пряжения для различных материалов:
1 — резина без сажи (Buna S); 2 — поливинилхлорид (пластикат);
3 — резина без сажи (Buna N); 4 — алюминиевая фольга 5 — ор-
ганическое стекло (полиметилметакрилат); б — полистирол, '7
целлофан; 8 — целлулоид; 9 —; 10 — нитроцел-
люлоза
го разрушения и ориентированы по плоскостям скольжения перпенди-
кулярно к направлению действия расгягивающих напряжений, а к на-
чалу образования шейки в следах скольжения обнаруживается уже
большое количество таких трещин. Имеются также данные о то.л
[514, 515], что уже начальная пластическая деформация в виде первых
сдвигов приводит к нарушению сплошно~сти материала и по существу
является началом разрушения. Однако единой точки зрения по вопросу
о механизме вязкого разрушения и о причинах, обусловливающих рез-
кое отличие технической прочности металлов от теоретической, пока
еще нет.
Нет также единой точки зрения по вопросу о природе таких важ-
ных явлений при деформировании и вязком разрушении стали, как по-
лучение в определенных условиях так называемой площадки текучести
на диаграмме растяжения и образование шейки перед разрушением.
Большинство исследователей объясняет площадку текучести наличием
по границам зерен хрупкой составляющей (теория «хрупкого скелета»),
препятствующей их деформации. Когда хрупкая составляющая при до-
статочном напряжении разрушается, зерна получают скачкообразну~о

СОПРОТИВЛЕЧИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
211
деформацию, равную той, которая была бы при данном напряжении в
случае отсутствия хрупкой составляющей. другие исследователи связы-
вают площадку текучести с сегрегацией растворенных атомов углерода
и азота к дислокациям, что уменьшает напряжения вокруг дислокаций.
В. С. Иванова Б16], показав, что площадка текучести в большей или
меньшей степени свойственна многим, если не всем металла]м, выска-
зала предположение, что на площадке текучести процесс пластической
деформации протекает путем поворота и взаимного перемещения зе-
рен. Однако такому предположению противоречит, в частности, факт
постепенного уменьшения, а затем и исчезновения площадки текучести
с повышением температуры испытания, тогда как следовало бы ожи-
дать обратного.
Что касается образования шейки, то одни исследователи считают
[см. 517], что оно является результатом чисто механической неустойчи-
вости процесса, а физические изменения в природе деформации являют-
ся следствие м образования шейки и воздействия отсутствовавших
ранее радиальных растягивающих напряжений. другие же исследова-
тели [см. 513] приходят,к выводу, что локальная деформация перед раз-
рушением может быть обусловлена не только геометриче~скими, но и
физ~~ичеакими факторами, и что окончание равномерной дефор~мации яв-
ляется одновременно, началом разрушения.
Второе обстоятельство, которое с точки зрения влияния легирова-
ния на комплекс свойств конструкционной стали нас интересует в наи-
большей степени, заключается в том, что механические характеристики
являются структурно чувствительныии, т. е. зависят не только от пороч-
ности межатомной связи, но и от строения кристаллической решетки,
величины зерна, количества, величины, формы и распределения фаз в
сплаве. Сопротивление пластической деформациями значительно повы-
шаегся при образовании твердых растворов, особенно ограниченных.
Наиболее же высокие значения прочности получаются за счет наклепа
и у гетерогенных сплавов с высокой степенью дисперсности второй фа-
зы, что достигается либо путем закалки на мартенсит с последующим
отпуском, либо дисперсионным твердением.
По вопросу о природе упрочнения сплавов также существуют две
теории. Наиболее распространено мнение [ом. 622, стр. 430], что основ-
ной физо' ский фактор, определяющий степень упрочнения, — это ис-
кажение кристаллической решетки. В твердых растворах искажение
решетки вызывается атомами растворенного элемента в тем большей
степени, чем больше разность атомных радиусов растворителя и рас-
творенного элемента. В гетерогенных сплавах, согласно этой теории,
вторая фаза искажает вокруг себя кристаллическую решетку основной
массы. С уменьшением размера частиц второй фазы увеличивается их
количество и. следовательно, число' мест с искаженной решеткой основ-
ной массы. что и приводит к сильному упрочнению.
Согласно другой теории [622, стр. 669], сопротивлен~ие пластической
деформации наиболее действенно повышается за счет создания тон-
кой субмикроскопической неоднородности строения, независимо от то-
го, достигается ли она наклепом, термической обработкой или легиро-
ванием. По Г. В. курдюмову [3721 это объясняется увеличением числа
пар атомов, одновременно участвующих в сопротивлении деформации,
и лучшим использован~ием межатомных связей, а по С. Т. Кишкину—
блокировкой пластической деформации на границах частиц тех или
иных фаз и субмикроскопических областей. По мнению С. Т. 1~ишиина,
субмикроскопическая неоднородность строения сплавов сама по себе

212
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
затрудняет не только развитие сдвигов при пластической деформации,
но и развитие локальных трещин при хрупком разрушении, что повы-
шает и сопротивление отрыву. Искажения же кристаллической решет-
ки могут служить основной причиной упрочнания только в твердых рас-
творах, а в гетерогенных сплавах играют лишь вспомогательную роль.
Сопротивление отрыву относительно менее чувствительно к струк-
туре, и его значение в ббльшей степени определяется непосредственно
прочностью межатомной связи. Поэтому характеристики, определяемые
при вязком и хрупком разрушении, могут в ряде случаев по-разному
зависеть от внешних факто|ров, от содержания в стали легирующих эле-
ментов и углерода и от условий ее обработки. Так, с увеличением коли-
чества растворенного в железе углерода, например в мартансите, твер-
дость, характеризующая сопротивление пластической деформации, по-
вышается. Сопротивление же отрьгву должно при этом, наоборот,
падать, так как углерод уменьшает прочность межатомной связи в ре-
шетке мартенсита. Такая зависи-
мость сопротивления отрыву от со-
держания углерода в закаленной
стали наблюдается и эксперимен-
тально, как можно видеть 1~з рис.
140 [132].
&lt
ф ъ 170
Ъ
~е 170 ® 50
&lt 5
р О4 у~о
: ~го
2
740
Ck) ~э
90
~с
УО
&lt ОO ОО
70 Темпдрагпура оп~пуска, 'С
бО
05 06 07 08
С,%
й%М~
Рис. 141. Изменение сопротивле-
ния отрыву при отпуске закален-
ных стали и легированного фер-
рита:
1 — 0,4% С. 2,0% Сг. 0.6% Мп и 2 бо~о
Si; 2 — 0,04"/н С, 2,5% Si, 2,1% Cr u
3,8% Мп
Рис. 140. Зависимость сопротив-
ления закаленной стали отрыву
от содержания в ней углерода
Я соответствии С этим следует ожидать, что при отпуске закален-
ной стали сопротивление отрыву должно увелич~иваться до той темпе-
] атуры, при которой заканчивается выделение углерода из твердого
раствора, а зате~м оставаться постоянным или увеличиваться очень сла-
бо. Однако из рис. 141 (132] видно, что после выделения углерода из
мартенсита сопротивление отрыву вплоть до высоких температур отпу-
ска все время уменьшается. Это показывает, что на величину сопротив-
ления отрыву значительное влияние оказывает степень диспе,рсности
карбидов. С. 3. Бокштейн связывает это с суммарной поверхностью
раздела фаз, которая с повышением температуры отпуска и уменьше-
нием степени диспе~рсности карбидов все время уменьшается.
С суммарной поверхностью раздела может быть связано и влияние
величины зерна, укрупнение кОтОрОгО п~риводит, как можно видеть из
рис. 142 (253], к сильному падению сопротивления отрыву, в данном слу-
чае у феррита. Можно поэтому полагать (132], что сравнительно высо-
кое значение сопротивления отрыву- у закален~ного легированного фер-
рита, близкое к его значению у мартенсита с 0,4% С (рис. 141) и,в 2 — 3
раза превосходящее сопротивление отрыву у феррита в равновесном

СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЛ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
состоянии, также объясняется сильным измельчением зерна или разме-
ров мозаичных блоков цри закалке легированного фер|рита. В процеосе
отпуска сопротивление огрыву остается практически постояннь;м до
400', а у более сложно легированного феррита до 500 — 550' (см.
рис. 141), и затем падает с началом укрупнения зерна вследствие ре-
кристаллизации или увеличения размеров мозаичных блоков.
Если же сопротивление отрыву и сопротивление пластической де-
формации под влиянием какого~нибудь фактора изменяются в одном
направлении, то степень изменения
100 каждой из этих характеристик, как
правило, должна быть разной.
Вследствие этого будет изменяться
отношение предела текучести к со-
противлению отрыву, которое с
точки зрения «механики материа-
лов» характеризует склонность
сплава к хрупкому разрушени:о.
В частности, различное измене-
ние предела текучести и сопротив-
ления отрыву с температурой было
установлено впервые А. Ф. Иоф-
1
& t
Ф.
Ф~
=Ъ)
80
70
ЕО
С~С,
С ~
50
Tr
— 7вмлерат ура
50 1® 150 800 РХ0 ЮО.УЯ~ 400450
Размер зер~а, ми
Рис. 143. Схема
Л. Ф. Иоффе
Рис. 142. Влияние величины зер-
на ферсита на его сопротивление
отрыву и срезу
акад.
фе с сотрудниками [241] на кристаллах каменной соли, а поз-
же подтверждено и на металлах. Kaz видно из графика рис. 143, широ-
ко известного под названием схемы акад. А. Ф. Иоффе, предел текуче-
сти о, с понижением температуры сильно возрастает. Сопротивление
же отрыву о, или вовсе не зависит [189, 2411 или в той или иной степени
зависит от температуры [240], но во всех случаях кривая хрупкой проч-
ности идет более полого, чем кривая предела текучести, и поэтому они
пересекаются. Температура, соответствующая точке пересечения кри-
вых, является критической температурой хрупкости ~, .
Из этих предпосыло~к исходят исследования, цроводимые в течение
многих лет советской школой Н. Н. Давиденкова в области хлад~налом-
~ости сплавов с точки зрения механики материалов. Из схемы рис. 143
следует, что повышение предела текучести при одинаковом сопротив-
лении отрыву или понижение сопротивления отрыву при том же значе-
нии предела текучести должно приводить к повышению критической
температуры хрупкости. Таким образом, склонность металла или сплава

214
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
к хрупкому разрушению, оцениваемая его критической темпе-
ратурой хрупкости, является сложной характеристикой и опре-
деляется оопротивлением отрыву только в том случае, когда сопротив-
ление пластической деформации под влиянием данного фа~ктора прак-
тически не меняется. Примером может служить такой фактор, KBK ве-
личина зерна. Как мы уже видели (см. рис. 142, а также [240] и др.),
крупнозернистая сталь характеризуется пониженным значением хруп-
кой прочности а, против а,, у мелкозернистой стали, тогда как со-
протичление срезу от величины зерна не зависит (рис. 142). Поэтому
крупнозернистая сталь, согласно схеме рис. 144, а [242], должна иметь
более высокую критическую температуру хрупкосги T~„чем мелко-
зернистая Т... что и наблюдается в действительности, как видно из
рис. 144, 6 [625].
фа
ф~ ~а
О
-120 -ЯО -40 О +40 +gg +Ю
Температура, '~
~Му ~Кд
7емпература, С
Q
Рис. 144. Критическая температура хрупкости у крупнозернистой
и мелкозернистой стали.
a — схема; б — по экспериментальным данным [ЯЯ
Однако схема, приведенная на рис. 143, справедлива только для
задан~ного соотно~шения между величиной касательных и нормальных
напряжений, т. е. для заданного вида напряженного состояния. Поэтому
крувнозерн~истая сталь может обладать повышенной хладноломкостью
при одном напряженно~м состоянии и нормальной или даже повышенной
пластичностью при другом напряженном состоянии. Так, например, при
переходе от растяжения к кручению отношение тангенциальных напря-
жений к нормальным увеличивается в два раза. В соответствии с этим
понижается кривая а, на схеме рис. 143, точка ее пересечения с кри-
вой хрупкой прочности а, передвигается влево, и критическая темпе-
ратура хрупкости понижается.
Схема рис. 143 помогает о6ъя~снить с точки зрения механики мате-
риалов и установленный экспериментально факт, что 6ольтинство ме-
таллов и сплавов с кубической гранецентрироваыной решеткой не об-
ладают хладноломкостью. Наиболее выдающиеся в этом отношении—
медь,,никель, платина и ряд их сплавов, остаются пластичными и вяз-
кими даже при температурах около 2' К (подро6ней о6 этом см.
стр. 286).
М ы пол а г а е м, что,м~ногие явления, наблюдаемые при пластиче-
ском деформиро~вании ~и разрушении стали, в там числе физическую
природу упрочнения ее легирова~нием, термической обработкой и накле-

СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
215
пом, можно удовлетвор~ительно объяснить, если учесть два обсгоятель-
ства: 1) разное, влияние отдельных составляющих металличес)кой связи
на соп~ротивление стали пластической деформации и ее сопротивление
отрыву; 2) большую роль межиристаллитного слоя или гра~ничного слоя
зерен,в процессах пластического деформирования и разрушения стали,
а отсюда и влияние фаз, которые могут образоваться в этом слое, и во-
обще изменений is его составе и строении,,на эти процессы.
По-видимому, в металлах и металлических сплавах сопротивление
отрыву определяется главным об~разом полной прочностью металличе-
ской связи, а вза~имодействие ионов, как сра~внительно слабая соста~в-
ляющая связи, не оказывает на эту характеристику сущесгвенного
влияния. Сопротивление же начальной пластической деформации, ха-
рактеризуемое пределом пропорциональности, в большой степени зави-
висит от составляющей связи, обусловленной взаимодействием ионов
(при отсутствиями в сплаве других видов связи, особенно ковалентной), а
велики~на предела порочности — также и от коэффициента упрочнения, в
свою оче~редь зависящего от структуры, прежде, всего от типа и строе-
ния кристаллической решетки.
В частности, так как в решетке т-железа, по нашему предположе-
нию, полная прочность металл~ической связи больше, а силы взаимо-
действия ионов, наоборот, меньше чем в решетке а-железа (см. стр.
34), то этим можно объяснить известный факт, что аустенитные стали
обладают низким пределом пропо~рциональности и текучести. Предел
прочности у них высокий за счет более сильного упрочнения, объясняе-
мого наличием большого числа плоскостей, по которым может осущест-
вляться скольжение. Сопротивление же отрыву у аустенитных сталей
должно иметь более высокие значения, чем у ферритных, что подтверж-
дается и экспериментально, к~ак это видно из при~водимой ниже
табл. 25. Возможно, что уменьшением сил взаимодействия ионов .в мар-
тенсите, вызванным растворенным в нем углеродом (см. стр. 56) объ-
ясняется,и возникновение остаточных, деформаций в закаленной ста-
ли уже при сравнительно небольших напряжениях растяжения, т. е.
низкий предел пропорциональяости мартенсита.
Наличие в сплаве некоторой доли других видов межатомяой связи,
которым свойственна малая способность к пластической деформации,
особенно ковалентной, должно приводить к повышению пределов про-
порциональности и текучести. Сопротивление же отрыву при этом мо-
жет понизиться, еал~и участвующий в сплаве другой вид связи слабее
металлической. Так как в мартенсите, по нашему предположению,
имеется доля,коваленгной связи, то возможно, что по этой причине с
увеличением содержа~ния в нем углерода его предел пропорционально-
сти повышается [622], несмотря на ббльшее ослабление взаимодейст-
ВИЯ ИОН'О~В.
Принципиальная роль г р аничк ого сл о я з е р е~н (межкри-
сталлитного слоя) в сопротивлении деформ~ированию и разрушении ста-
ли должна быть связана с особенностями его строения. 1~ак уже ука-
зывалось на стр. 72, в настоящее время имеются достаточно веские
основания считать, что в переходном слое между зернами степень по-
рядка атомов вначительно отличается от степени их порядка в зерне.
Наиболее правильно, по-видимому, представление [104, 228] о полуупо-
рядоченном строении граничного слоя, прич~ем в зоне его, примыкаю-
щей к зерну, степень порядка приближается к внутризеренной, а в сред-
~ей его части близка к аморфному. С другой стороны, в последние го-
ды показано, что во многих аморфных телах, напри~мер в стекле, плав-

216
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
ленам кварце и др., также существуют зародыши кристаллов разме-
ром 10-' — 10 ' см. Таки~м образом, в этом смысле можно говорить об
«аморфности» граничного слоя, вследствие чего ему должны быть в
значительной степени присущи оано~вные свойства аморф~ных тел.
Как известно, для амор~фных материалов типичны следующие ме-
ханические свойства:
1. Большая зависимость их способности к деформациями от времени.
Так как групповое скольжение атомов невозможно, деформация в них
осуществляется путем вя~зкого течения и протекает и,при очень малых
нагрузках, в том числе от собственного веса, если они действуют .в те-
чение достаточно длительного времени.
2. Значительно более резкое, чем у кр~исталлических материалов,
изменен~ие их свойств с изменением темпе~ратуры. В частности, способ-
ность к деформации путем вязкого течения сильно увел~ичивается, а
влияние на нее фа~ктора времени сильно уменьшается с повышением
температуры, и при температурах, близких к концу размягчения, вли-
я~ние времени уже трудно уловимо.
3. Малое сопротивление хрупкому разрушению цри низких тем-
пературах (гомологических) в случае ударного приложения нагрузки,
т. е. малого времен~и действия поюледней. Вместе с тем их хрупкая
прочность резче, чем у металлов, увеличивается с уменьшением тол-
щины.
Все эти типичные свойства можно легко наблюдать, например на
стеклах, многих смолах и др., а вл|ияние уменьшения размеров — на
тонких волокнах стекла, капрона (полиамидная смола), . стирофлексе
(пленка полистирола, т. е. поли~мера винилбензола) и др. Так, напри-
мер, сопротивление отрыву у элементарного стеклянно~го вол~окна по-
вышается от 100 кгlмм';при диаметре 10 мк до 600 кг/мм2 при диаметре
2 мк.
В металлах полуупоря~дочен~ный граничный слой должен, очевидно,
иметь меньшую прочность межатомной связи, а следовательно, мень-
шее сопротивление отрыву, чем само зерно. Это подтверждается и ря-
дом фактов, например ббльшей испаряемостью границ зерен при на-
греве в вакууме, наблюдаемым иногда разделением металла на зерна
перед расплавлением и т. п. Кроме того, в металлах граничный слой,
по крайней мере ~в зоне, при~мыкающей к зерну, в которой, следова-
тельно, степень порядка прибл~ижается к внутризеренной, должен об-
ладать оп~ределенной способностью и к «сдвиговой» пла~стической де-
формации.
Таким образом, если длительность действ~ия нагрузки невелика,,в
частности при обычных кратковременных испытаниях, то п~ри средних
температурах и напряжениях, не ~намного превышающих предел теку-
чести, гран~ичный слой не успевает де~форми~роваться путем пластиче-
ского течения. Деформация же этого слоя путем группового скольже-
ния атомов, как было сказано, ограничена по его природе. В это~м случае
зерно деформируется по сдвиговому механизму, а граничный слой при-
оста~навливает разв~итие сдвигов. То же происходит на границах бло-
ков мозаичной структуры, так KBK эти границы отличаются от гра~ниц
зерна только тем, что они тоньше. Поэтому изм~ельчение зе~рен и моза-
ичных блока~в и вообще создание тонкой субмикроскопической неодно-
родности строения, независимо от того, достигается ли это iHBI&lt;JIeII
термической обработкой или легированием, как правильно считают
Г. В. Курдюмов и С. Т. Кишки~и, наи~более действенно повышает со-
противление пластической деформации.

СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
21Т
К этому можно добавить, что ограничен~ие пластической деформа-
ции предела~ми зфрна должно аказываться и на коэффициенте уцроч-
нения D. Вследствие увеличения числа сдвигов в единице объема при
данном напряжении, коэффициент П с измельчением зерна должен уве-
личиватыся. Поэтому монокристалл железа имеет малый коэффициент
упрочнения D. Больший коэффициент & t; им ет поликристалличес
железо и еще больший — сталь, причем у кивкоотпущенной стали D
больше, чем у высокоотпущенной. Сопроти~вление же «за~метной» пла-
стической деформации (предел текучести) дополнительно повышается
также самим скелето~м из гра~ничных слоев, которые, обладая по свое-
му строению высоыим сопротивлением деформированию, тор~мозят на-
чало пластической деформации зерна. Очевид~но, что чем мельче зер-
но, тем шире будет сфера влияния
скелета и, следовательно, больше бу-
дет предел текучести всего агрегата.
Исходя из этого, предположения,
r можно также объяснить природу так
называемой площадки или «зуба» те-
кучести. На рис. 145 приведены схе-
матически в сильно увеличенном мас- l
штабе нижние части д~иагра~ммы рас-
у
Ъ
I
тяжения. Диаграмма 2 относится к
зерну; диаграмма 8 — к граничному 1
слою, имеющему предположительно
l
меныший модуль упругости, чем зер- ъ
но, вследствие меньшей прочности
г
межатомной связи. По условию сов- I
местности деформащии налряжения в ~ ~a;I
них распределяются в соответствии с
их ~модулями. На диаграмме 1 приве-
дены оредние напряжения, получае- 4~~"'~~~~ ~
мые из показаний .прибора при растя-
жен~ии всего агрегата, т. е. образца.
Когда по достиженки .напряжения еЕ
граничный слой получит возможность
пластичеаки дефор,мироватыся, сред-
ние напряжения в образце в общем случае сначала понизятся на неко-
торую величину, затем останутся постоянными до тех пор, пока в зерне,
главным образом,в его периферийной части, прилегающей к гранично-
му слою, а следовательно, IH во всем образце, не пройдет скачкообраз-
ная дополнительная деформация ~2. После этого напряжения снова
начнут возрастать в соответствии с упрочнением зерна. Это и есть зуб
и площадка текучести. Очевидно, однако, что в зависимости от вида
диаграмм растяжения,,прежде всего от коэффициента упрочнения зер-
на и сопротивления пластической дефор~мации граничного слоя, может
получиться либо только зуб, либо только площадка разной длины.
либо ни того ни другого, а средние напряжения будут повышаться все
время.
Таким образом, в объяснении пр~ироды площадки текучести ~мы ис-
ходим принципиально из той же концепции, что и сторонники теорки
«хрупкого скелета», с той, однако, существенной разницей, что роль
«хрупкого скелета» играет сам граничный слой, который по досткжении
определенного напряжения не разрушается, а получает возможность
пластически деформироваться. Но это означает, что «зуб» или «площад-
ка» текучести могут быть у всех металлов, но они проявятся в большей
Рис. 145. Схема нижней части диа-
граммы растяжения, поясняющая
предположение о природе площадки
текучести.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
или меньшей степени или вовсе не проявятся в зависимости от сопротив-
ления пластической деформации граничного слоя и коэффициента упроч-
пения зерна. И действительно, например у аустенит'ных сталей, которые
при комнатной температуре, по-видимому, вследствие большего коэф-
фициента упрочнения зерна и меньшего сопротивления пластической
деформации граничного слоя, ке дают площадки текучести (или дают
слабо заметную, см. [516]), при низких температурах ( — 196 и — 253')
проявляется резко выраженная площадка [519, рис. 9]. У технического
железа, кремнистой и углеродистой стали площадка текучести при низ-
ких температурах значительно усиливается Б19, рис. 4 к 7], а с укруп-
нением зерна, наоборот, уменьшается. С повышением температуры ис-
пытания площадка текучести у всех сталей уменьшается, а затем про-
падает, очевидно, вследстие понижения сопротивления граничного слоя
дефор~мированию и постепенного перехода его к пластическому тече.
нию. Исчезновение площадки текучести у технического железа после
закалки или в результате обезуглероживания в опытах Л. А. Гликма-
на [cM. 189] также можно объяснить изменением строения и свойств
граничного слоя зерен. Опыты В. А. Гладковского [520] привели его к
выводу, что и третичный цементит влияет на длину площади текучести,
будучи растворен «в Гиббсовом слое». вкругими словами это означает,
что его ,'влияние есть следствие ~изменения mM строения и свойств гра-
ничного слоя зерна. Наконец, с состоянием граничного слоя, очевидно,
связано исчезновение площадки текучести после дрессировки листов
из малоуглеродистой стали и появление ее снова при последующем
старении, а также отсутствие площадки у стали с добавкой алюминия
или ванадия [см. 521].
Что касается р а з р у ш е ни я, то характер его протекания и вели-
-чина разрушающего напряжения должны зависеть от способности зерна
к пластической деформации, от строения и крупкой прочности гранично-
го слоя и от особенностей строе)ния кристалла, если такие особенности у
данного ~металла наблюдаются. Рассмотрим наиболее интересующий нас
случай разрушения а-железа и стали. Весьма ',важ)ной особенностью
кристалла ц-железа является его легкое разрушение по плоскостям спай-
ности, для которого достаточно очень малых напряжений. Эта особен-
ность проявляется в тем большей степенями, чем меньше способность крис-
талла к пластической деформации и чем больше сказывается анизотро-
пия прочности межатомной связи, т. е. у монокристалла и у крупных
кристаллов в поликристаллическом агрегате.
Если зерно феррита в железе или стали обладает большой пластич-
ностью, то разрушение (вязкое) протекает, в силу указанных выше ве-
роятных причин, путем постепенного локального разрыва межатомных
связей, главным образом под влиянием самих сдвигов, и заканчивается
поэтому при напряжении S„, значительно меньшем теоретического со-
противления не только отрыву, но и срезу. Пр|и этом получается вяз-
.кий, так называемый в о л окH и сты й и зл о[м.
Роль граыичного слоя при в я з к о м разрушении заключается, по-
видимому, в том, что он способствует получению шейки. В процессе
пластической деформации образца, выражающейся в равномерном
удлинении его на участке 1 (рис. 146), пока сохраняется условие сов-
местности деформации у зерна и у граничного слоя, напряжения в гра-
ничном слое резко повышаются по линии 1'. Когда граничный слой при
напряжении б, раз~рушится по плоскости ab (рис. 147), зерна получат
возможность свободно деформироваться, вследсгвие чего легче сможет
произойти местная пластическая деформация, т. е. образуется шейка в

219
СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
том месте (или в тех местах — несколько шеек), где разрушится наи-
большая площадь граничных слоев. Но шейка только ~может образо-
ваться, а может и не образоваться, как например в том случае, когда
граничный слой обладает пониженным сопротивлением пластической де-
фор~мации и сам будет разрушать~ся, как и зерно, путем постепенного ло-
кального разрыва межатомных связей (кривые 2 и 2' на рис. 146). При-
мером может служить аустенитная сталь, разрушающаяся при комнат-
ной температуре обычно без шейки, после исчерпа~ния равномерного
удлинения, хотя разрушение вязкое. Постепенного разрушения гранично-
го слоя,и отсутствия заметной шейки при вязком разрыве образца сле-
дует ож|идать также и при деформировании с малой скоростью, что
.наблюдалось экспериментально Б13]. Разумеется, возможность об-
разования шейки после разру-
шения граничного слоя не бу-
дет реализована и тогда, ког-
да к этому моменту пластич-
Ь ность зерен будет исчерпана,
«,~е~юр» ~пчоя Я
Рис. 147. Схема разру-
шения по зерну
Рис. 146. Схема, поясняюща я
предположение о роли межкри-
сталлитного (граничного) слоя
в образовании шейки
либо когда они вообще не способны пластически деформироваться, т. е.
при хрупком разрушении.
Чем меньше пластичность зерна, т. е. больше его сопротивление
пластической деформации, тем выше при нагружен~ии в нем поднимает-
ея напряжение и тем сильнее проявляется склонность зерна разрушиться
хрупко по плоскостям спайности. При очень малой возможности пласти-
ческой деформации и наступает внутрикристаллический хрупкий отрыв
по плоскостя~м спайности, в результате которого получается блестящий
так называемый к р и с т а л л и ч е с к к й и з л о м. При прочих равных
условиях разрушение такого характера и кристаллический излом полу-
чаются легче при ударнои изгибе надрезанных образцов, т. е. при обыч-
ном испытании ударной вязкости, так как надрез и частично повышен-
ная скорость деформирования тормозят пластическую деформацию зер-
на. Напряжение, необходи)мое для ~хрупкого отрь1ва зерна по плоскостям
.спайности, очень мало. для монокристалла а-железа это, напряжение ко-
леблется от 1 — 3 до 20 — 30 кг/мм'. Яля зерна в поликристаллическом
агрегате, где анизотропия прочности межатамной связи сказывается
слабее, оно значительно выше, ~но все же относительно мало, во всяком
случае'в 50 — 100 раз меньше теоретической прочности. Поэтому естест-
венно, что хрупкое и полухрупкое внутрикристаллическое разрушение
чаще всего проходит по ферриту, в том числе и при ~мартенситно-феррит-
ной структуре, причем степень крупнокристалличности излома опреде-
ляется размерои ферритных зерен П92, 253].

220
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
Korea зерна разрушаются, приложенная нагрузка передается на
граничные слои. А так как площадь сечен~ия последних во много раз
меньше, чем площадь сечения зерен, то в них возникают огромные Hà-
пряжения, и материал быстро разрушается по плоскости аЬ (рис. 147).
Другими словами, при хрупком разрушен~ни величина разрушающего
напряжения определяется хрупкой прочностью граничных слоев зере~.
Для технического железа при величине зерна 50 мк можно принять
толщину границ зерен около 1000 атомных слоев, а толщину межблоч-
ных границ — около 25 ато~мных слоев '. Тогда суммарная площадь
граничных слоев будет составлять около 0,016 — 0,017 от разрушаемой
площади образца, к которой относят нагрузку при определе~нии сопро-
тивления отрыву. Из рис. 142 видно, что при величине зервана 50 мк со-
противлен~ие отрыву у феррита составляет около 90 кгlмм'. Отнеся, сле-
довательно, разрушающую нагрузку к площади граничных слоев, кото-
рые, по нашему предположению, ее и воспринимают, мы найдем, что
прочность граничного слоя составляет QKQJIO 5500 кгlмм'. Если учесть
влияние ко)нцентрации напряжевий после того, как разрушатся зерна,
а также то, что прочность межатомной связи в граничном слое мень-
ше прочности межатомной связи в решетке зерна, то это о~значает, что
действительная хрупкая прочность у граничного слоя близка к теорети-
ческому значению ее, определяемому расчетом ma прочности межатом-
ной связи. Следовательно, теоретическая прочность самого зерна у же-
леза и стали не реализуется при хрупком разрушении только или глав-
ным образом вследствие свойства кристалла а-железа разрушаться при
малых напряжениях по плоскостям опайности.
Поскольку при испытании трудно отличить |момент разрушения зер-
на от момента разрушения граничных слоев, то можно было бы, конеч-
но, считать, что последние разрушаются сразу от перегрузки, а дейст-
вительная их прочность ниже «рассчитанной» нами. Однако в ряде cJI)'-
чаев удается наблюдать трещины по всему зерну, прерывающиеся на
границе. Собственно из этого и исходят исследователи, правильно счи-
тающие, что границы задерживают развитие трещин [622, 242, 253]. Но
эти исследователи считают, что сопротивление граничного слоя преодо-
левается концентрацией напряжений, возникающей в остриях образовав-
шейся трещины. Нам же представляется, что, хотя концентрация напря-
жений н играет значительную роль (понижая хрупкую прочность гра-
ничного слоя, несмотря на его очень малую толщину), его прочность, по
крайней мере при сТатическом нагружении, остается еще весьма высо-
кой, составляя около половины ее теоретического з~начения.
Из этого следует, что значение крупкой прочности у стали, будучи
характеристикой не зерна, а граничного слоя, должно зависеть от ве-
личины зерна, в отличие от сопротивления пластической деформации,
не косвенно, а непосредственно, в связи с изменением состава, свойств
и толщи~ны граничных слоев и относительной доли их площади в сечении
образца. Можно поэтому полагать, что количественное влияние величи-
ны зерна должно зависеть от того, каким способом была получена раз-
ная величина зерна: термической, термомеханической обработкой и т. п.
Так, при из~менении величины зерна путем наклепа и рекристаллизации
может произойти в основном только перераспределение содержащихся
в граничных слоях посторонних атомов с сохранением приблизительно
постоянной их концентрации, но с соответствующим изменением их ко-
личества в слое каждого зерна. Элементарный расчет показывает, что
г
' По данным И. Н. Кидина [246] толщина межблочных границ в технически чи-
О
стом железе составляет 150 — 250 А, т. е. 50 — 80 атомных слоев.

СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
221
в этом случае толщина граничного слоя будет изменятыся приблизитель-
но пропорционально размеру зерен (при размере зерна 50 мк она будет
приблизительно в два раза меньше, чем при зерне 100 мк и T. п.), а от-
носительная доля площади граничных слоев в площади сечения образ-
ца остается примерно постоянной.
Пересчет приведенных на рис. 142 для технического железа значений
сопротивления отрььву, полученных при варьировании величины зерна
путем наклепа и рекристаллизации, показывает, что с измельчением зер-
на сопротивле~ние отрыву граничного слоя значительно возрастает, по-
видимому, вследствие уменьшения вго толщины (это соответствует треть-
ему упомянутому выше свойству аморфных и «полуаморфных» тел).
И случае же варьирования величины зерна путем нагрева при высоких
температурах будет изменяться и концентрация посторонних атома~в в
граничном слое,,поэтому толщина и прочность этого слоя, а соответст-
веннo количественное влияние величины зерна, должно быть пное, при-
чем не одинаковое в сплавах различного состава. Интересно отметить,
что указания о наблюдавшемся различном влиянии величины зерна в
зависимости от того, варьировалась ли она термической об~работкой или
наклепом,и рекристаллизацией, а также в за~висимости от химического
состава стали или сплава, имеются и в литературе [242, 522, 523].
С ролью границ зерен можно' связать в известной степени и сильное
проявление масштабного фактора при хрупком разрушении. Как указыва-
лось выше, причиной повыше~ния хрупкой прочности с уменьшением се-
чения образца, в соответствии,с теорией Гриффитса, считают уменьшение
вероятности встречи опасного дефекта. Хотя это положение и правдопо-
добно, все же постоянство качественного и почти количественного Влия-
ния масштабного фактора позволяет думать, что здесь действует скорее
какая-то закономерность, чем случайность. У аморфных материалов
(стекло, полистирол, капрон и др.) сильное повышение прочности при
очень малых диа~метрах объясняется ориентацией молекул поверхностно-
го слоя, пр~ичем этот фактор можно регулировать при вытягивании волок-
на или пленки. У хрупко разрушающихся металлов закономерность длия-
ния масштабного фактора может заключаться в том, что при очень
малых толщинах изделия мозаичные блоки имеют меньший размер, а
следовательно, суммарная площадь межблочных границ больше и тол-
щина их,меньше. Косвенным доказательством того, что именно суммар-
ная площадь межблочных границ определяет влияние масштабного
фактора, может служить то обстоятельство, что в процессе ползучести
при высоких температурах ~масштабный фактор сказывается в обратном
направлении. Так, например, на монокристальных по сечению проволоках
из овинца, подвергавшихся растяжению под очень малой нагрузкой при
температуре 0,93 Т„,, было установлено ~[524] увеличение относительного
удлинения в 5 — 6 раз при переходе от диаметра 0,35 мм к диаметру
0,15 мм. С нашей точки зрения, это объясняется тем, что в условиях, ког-
да границы, в данковом случае межбл~очные, являются очень слабым зве-
ном, увеличение их суммарной ~поверхности с уменьшением диаметра
проволоки должно аказаться отри|цательно.
Оче~видно, что в определенных случаях разрушение может пройти по
ломаной плоскости cd (схема на рис. 147), в результате чего излом
будет м е ж к р и с т а л л и ч е с к~и м. Разрушение такого характера мо-
жет получиться прежде всего тогда, когда в граничном слое образуется
фаза, обладающая очень низкой хрупкой прочностью, меньшей, чем хруп-
кая прочность зерна. Низкопробные фазы образуются в граничном слое,
например при развитии отпускной хрупкости, при камневидном изломе,

222
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЯ CTAJIN
при повышенном или высоком содержании, кислорода в железе и др. Но
если прочность «пограничной» фазы,и выше хрупкой прочности зерна,
излом все же ~может быть межкристаллическим, т. е. разруше~ние все же
может пройти по плоскости cd, а не ab (рис. 147), хотя в последнем слу-
чае площадь разрушаемых граничных слоев во много раз меньше нх
площади в плоскости cd. Pano в том, что в плоскости cd разрушение
пройдет по самой низкопрочной фазе, тогда как в плоскости ab необхо--
димо разрушить высокопрочные двойные граничные слои — между фа-
зой и каждым из зерен (рис. 148).
На~иболее легко межкристаллическое разрушение получается прн:
ударном изгибе надрезанного образца, так как в этом случае образец.
можно условно рассматривать как вырезанный вдоль направления де-
формирования ~из заготовки с резко выражен-
д~)7ЯО ной анизотропностью. Кроме того, и чувстви-
тельность к надрезу в плоскости cd будег
а больше, чем в плоскости ab. Ударная вяз-
кость должна, следовательно, сильнее других
C механических свойств реагировать на,всякое
ослабление границ зерен, что подтверждается
многолетним~и наблюдениям~и. Вообще же из-
%ага лом может быть межкристаллический илн
внутрикристаллический или же межкристал-
личеокий прои ударном испытан~ни надрезан-
шения по низкопрочной
tt
ф~з~ ~ м~ж~р„сталл„т. ных образцов, но внутрикристаллическии при
иом (граничном) слое других способах хрупкого разрушения, в за-
висимости от прочности «пограничной» фазы
и ее количества, а также от площади граничных слоев в плоскости ab.
Можно поэтому считать, что межкристаллический излом всегда являет-
ся признаком ослабления граничного слоя зерен. Внутрикристалл~иче-
ский же хрупкий излом вовсе еще не свидетельствует об обратном.
С рассматриваемой точки зрения, критическая температура хрупко-
сти Т» определяемая по схеме А. Ф. Иоффе (oM. рис. 143), есть косвен-
ная, но весьма чувствительная физическая характеристика, поз~воляю-
'цая судить одновременно,и о запасе пластичности зерна, и о строения
и механических свойствах граничного слоя зерен, который определяег
сопротивление материала разрушению, если пластичность зерна исчер-
пана или имеет низкое исходное значение. Ударная вязкость, определяе
мая при комнатной или другой температуре, всего лишь произвольнэ
выхваченная (иногда удачно, а чаще неудачно) точка из так называемой
сериальной кривой Н. Н. Яавиденкова. Эта кривая получается при испы-
тании ударным изгибом надрезанных образцов при разных температурах
В качестве примера достаточно указать, что сравнение значений ударной
вязкости двух сталей при температуре — 40 или — 20' на рис. 144 может
привести к такому же ложному выводу об отсутствии влияния величиньг
зерна, как и сравнение их ударной вязкости при температуре +80'. IIo
сериальной кривой, как указывалось выше, практически и определяют
критическую температуру хрупкости Т — не только потому, что это
методически проще, но и потому, что температура Т, при этом оказы-
вается выше. Значение основных факторов в выявлении роли зерна
и межкристаллического слоя при таком испытании, по-видимому, сле-
дующее.
С увеличением ско ро сти деф о р м и р ов а н ия до некоторогэ
значения повышается сопротивление пластической деформации зерна.
Хрупкая же прочность граничного слоя, в соответствии с указанныи

223
СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
Рис. 149. Схема, поя-
сняющая предположе-
ние о возможной ро-
чи надреза в хрупком
разрушении сталей
с разными уровнями
прочности
р;~ r„~ ~~7~~
evnepamyра
различными уровнями сопротивления пластической деформации в связи
с ролью граничного слоя. Влияние надреза заключается в том, что, созда-
вая объемное напряженное состояние, оН тормозит пластическую дефор-
мацию. Но, кроме того, у граничного, слоя надрез должен заметно пони-
зить сопротивление отрыву, как это наблюдается у хрупких аморфных тел.
Хорошо известно, например, насколько облегчается статическое разруше-
ние стекла по царапине. Схема рис. 149 поясняет, каковы должны быть
последствия этого для двух надрезанных сталей с разными уровнями
прочности. Влияние надреза на торможение пластической деформации
будет сказываться сильнее у более пластичной стали (кривая ~,, ), что
при том же значении S, приведет к повышению ее критической темпера-
туры хрупкости T„, по сравнению с температурой T„„если бы ее предел
текучести изменялся по кривой ~,„. Замети~м попутно, что такое же влия-
ние на &gt », по-види~мо у, оказыв ю и дру ие факто ы, тормозя ие п
стическую дефор~мацию, т. е. понижение температуры (pic. 15O 1242])
и увеличение размеров образца (масштабный фактор). Этим можно
объяснить найденное Б. Б. Чечулиным [525] усиление влияния масштаб-
ного фактора на критическую температуру хрупкости стали с повыше-
нием температуры отпуска после закалки.
Понижение же надрезом сопротивления отрыву граничного слоя от
I
значения S, до S, (см. рис. 149) при~ведет к тому, что у более прочного
материала критическая температура хрупкости повысится значительно
сильней, чем у менее прочного (на T», — Т„против Т», — T,,) . .Если,
например, ~'»,— комнатная температура, то более прочный ~материал
будет находиться уже при комнатной температуре в области хрупкого
выше третьим типичным свойством аморфных тел, при переходе от ста
тического к ударному нагружению должна заметно уменьшиться. Даль-
нейшее увеличение скорости дефор)миравания мало сказывается и у
аморфных тел, а вследствие уменьшения вероятности локальных разоы-
вов межатомных связей должно даже повысить сопротивление отрыву.
Но-,видимому, этим и объясняется установленное экспериментально
малое влияние скоростями деформирования на сопротивление отрыву и во
много раз меньшая роль этого фактора в хрупком разрушении по сравне-
нию с понижением температуры.
Роль н а др ез а в хрупком разрушении здесь, а также в случае
статического нагружения, должна быть неодинакова у материалов с

224
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
разрушения. Этим, по-видимому, и объясняется очень большая чувстви-
тельность к надрезу высокопрочных материалов, в частности низкоот-
пущенной стали.
Можно полагать, что важное значение имеет влияние понижения
темпер~атуры на сопротивление пластической деформации не только,зер-
на, HQ и граничного слоя. Это соответствует высказанному нами выше
мнению, что граничный слой тормозит пластическую деформацию зерна.
На рис. 151 а,— сопротивление начальной пластической деформации
зерна, S,â€” его сопротивление отрыву, а ~; — его критическая темпера-
тура хрупкости, а„— сопротивление пластической деформации гранич-
I
ного слоя зерен, а S, — сопротивление этого слоя отрыву. Следовательно,
критическая температура хрупкости
поликристаллического металла бу-
дет - ~',, Если под влиянием како-
го-нибудь фактора, например леги-
рования, «аморфность» граничного
.слоя уменьшится, т. е. увеличится ~®
4
с
ю 3
Щ 2
'ю" ~
II
g gg 40 бО 8О 1001201Ж ®~0
Поедеп гпекуиести, ке/мм ~
Т~~ Тк
Темпе,окура
Рис. 150. Степень повыше-
ния предела текучести при
температуре — 196' в зави-
симости от ero исходного
значения (при +20')
Рис. 151. Схема, поясняющая
предположение о влиянии строе-
ния граничного слоя на положе-
ние критической температуры
хрупкости
степень атом~ного порядка в нем, то его сопротивление начальной пласти-
ческой деформации понизится с ~,, до ~„. А так как ~„теперь будет
повышаться с температурой слабее, чем ~„, то это приведет к более
медленному возрастанию сопротивления пластической деформации всего
агрегата, а, следовательно, к понижению критической температуры хруп-
кости от - T„, до — T„, даже если значен~ие S', не повысится.
В качестве критической температуры хрупкости наиболее правильно
брать температуру, соответствующую началу появления кристаллических
участков в изломе, так как вменно это св~идетельствует î том, что в даль-
нейшем сопротивление стали разрушению будет определяться строе-
нием и свойствами граничного слоя зерна. Слой же этот весьма не-
надежный, так как очень велика вероятность того, что в нем ока-
жутся те или иные низкопрочные фазы. Ударная, вязкость же, как и
другие свойства материала, — только производная характеристика и
может изменяться по-разному, хотя, разумеется, ее значения также
представляют практический интерес.
Рассмотренная предположительная роль границ зерен в пласти-
ческом деформировании ~и разрушении металлов может иметь важное
значение при изыскании способов упрочнения сталей и сплавов раз-
личного назначения, путем легирования, термической обработки и
наклепа. В частности, отсюда следует, что для уменьшения склон-
ности к хрупкому разрушению сталей и сплавов, работающих при

СОПРОТИВЛЕНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЮ
225
средних и низкик температурах, необходимо изысиивать пути, ведущие
либо к уменьшению степени амор~фности, т. е. увеличению степени
атомного порядка в граничном слое зерна, либо к увеличению в этом
слое прочности межатам~ной связи за счет избытка определенных «чу-
жих» атомов, либо к образованию в нем фаз, обладающих высокой проч-
ностью межатомной связи, либо к тому и другому одновременно. На-
оборот, образование или выделение в граничном слое зерна фазы, в ко-
торой либо прочность металлической с~вязи меньше, чем в самом зерне,
либо заметную долю в ней составляет один из яеметаллических видов
межатомной связи, л~ибо, наконец, низкопрочной вследствие особенно-
стей ее структуры, ведет к резкому усилению склонности стали к хруп-
кому разрушению, повышая критическую температуру хрупкости.
Особенно чувствительно на физико-химическое состояние гранично-
го слоя реагирует критическая температура хрупкости, определяемая
при ударных испытаниях надрезанного образца. Примером может слу-
жить влияние наклепа. Hpm динамических испытаниях гладких образцов
наклеп, сообщенный малоуглеродистой стали растяжением и волоче-
нием, понижает ее критическую температуру хрупкости f526]. Значитель-
ное повышеыие сопротивления отрыву, а следовательно, уменьшение
склонности к хрупкому разрушению, было найдено также у высокоугле-
родистой закаленной и низкоотпущенной стали за счет предшествовав-
шей разрушению пластической деформации при кручении (527]. Наклел,
сообщенный стал~и путем сжатия, наоборот, повышает критическую
температуру хрупкости. Различное влияние наклепа, полученного раз-
ными способами, более или ~менее удовлетворительно объясняют тем,что
в первом случае,из~мельчается, а во втором укрупняется зерно в направ-
лении будущего испытания. При определении же хладноломкости путем
ударното испытания надрезанных образцов наклал, сообщенный стали
люб ам способом, повышает ее критическую температуру хрупкости,
причем наклеп сжатием сдвигает ее вверх сильнее, чем наклеп растяже-
HHBM.
Описанное влияние наклепа интересно и само по себе, например
в случае применения стали для клепа~ных конструкций, для штампован-
ных деталей, при правке и др. Вл~ияние наклепа следует также учиты-
вать в случае использования его как способа по~вышения прочности
конструкционной стали. Такое же влияние должен оказывать на склон-
ность стал~и к хрупкому р~азрушению фазовый наклеп. На~конец, отсюда
следует, что и пла~стичная сама по себе фаза, ~выделившаяся по границам
зерен, может заметно увеличить склонность стали к хрупкому разруше-
нию, особенно определяемую путем ударных испытаний надрезанных
образцов, если эта фаза, даже обладая в изолированном виде не слиш-
ком низким сопротивлением отрыву, пластически деформирована зерна-
ми основной массы, имеющими больший удельный объе~м. Примером
могут служить пластичные фазы в виде тонких выделений по границам
зерен в закаленной и низкоотпущенной стали.
Более подробный анализ приводит к выводу, что влияние наклепа
на пластичность и вязкость стали сказывается по-разному в зависимости
от степени деформации. При относительно малых степенях дефор~мации
наклеп, воздействуя главным образом на граничный слой зерен, ~может
ускорить протекающие в нем процессы образования низкопрочных фаз,
вызывающих хрупкость, или изменить в неблагоприятную сторону сте-
пень д~исперсности таких фаз. Примерами подобного отрицательного
влияния наклепа, на наш взгляд, могут служить: механическое старение
железа и малоуглеродистой стали, в том числе низколегированной; уси-

226
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
3. РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
В КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
Роль легирующих элементов в конструкционной стали весьма раз-
нообразна.
Следует различать прямое и косвенное влияние, оказываемое леги-
рующи~ми элементами на свойства конструкционной стали. Такое разде-
ление имеет и важное практическое значение, так как определяет прин-
ципиальную взаимозаменяемость легирующих элементов и пути, по
которым следует идти для обеспечения этой взаимозаменяемости. Сама
же воз(можность полной или частичной замены одних элементов други-
ми в конструкционной стали имеет большое экономическое значение.
Прямым мы называем непосредственное, влияние элемента на
меха нич еское с вой ств а стали, т. е. повышение им тех или
иных характеристик прочности без ущерба или с допустимым в данной
области применения понижением ее пластичности и вязкости. Сюда от-
носится влияние легирующих элементов на прочность и пластичность
феррита, а также лх влияние на механические свойства стали после за-
калки,при полной и неполной прокаливаемости и последующего отпуска
до одинакового у~ровня твердости. Все другие направления влияния ле-
гирующих элементов, пусть даже важнейшие или решающие, в том чис-
' От греческих слов rheos — поток. и tropos — поворот. В данном случае пони-
мается как «чувствительность к (поворот к) деформации (течению)». В американской
литературе иногда критическую температуру хрупкости также называют ~реотропи-
ческой температурой&g
ление обратимой и понижение низкотемпературной пластичности при
необратимой отпускной хрупкости в случае предварительного слабого
наклепа (рис. 199). При средних степенях дефор~мации наклеп может
раздробить низкопрочные фазы в граничном слое ил~и ускорить протека-
ние диффузионных процессов, способствующих устранению таких фаз.
Это должно сказаться положительно на пластичности и вязкости стали.
Проявлением такого влияния наклепа мы считаем, например, ослабле-
ние обратимой отпускной хрупкости в случае наклепа до или после
нагрева в опасном интервале температур (стр. 265) и повышение пла-
стичности при низких температурах у стали с необратимой отпускной
хрупкостью (см. рис. 199). Наконец, большие степени деформации при-
водят у всех сталей и сплавов к понижению пластичности и вязкости,
связанному с упрочняюш~и~м действием наклепа. Такое влияние,наклепа
сказывается, разумеется, и при средних степенях деформации, ослабляя
вызы~ваемый им положительный эффект.
Хрупкость стали при низких температурах, частично устраняемук~
предварительным наклепом при более высоких температурах, в амери-
канской литературе [528] предложено называть реотропической'
хрупкостью (стр. 285 и рис. 199). Едва ли, однако, есть необходимость
в таком специальном термине, и в дальнейшем мы не будем им поль-
зоваться. По исследованиям В. В. Сачкова [см. 196], предварительный на-
клеп увеличивает пластичность стали, подверженной «реотропической»
хрупкости, в направлении пластической деформации. В перпендикуляр-
ном направлении пластичность, а также сопротивление отрыву, наобо-
рот, резко понижаются.

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
227
ле их влияние на прокаливаемость, на процессы, вызывающие отпускную
хрупкость или ослабляющие последнюю, на анизотропность, на связы-
вание вредных примесей, на технологические пути достижения возмож-
ного уровня механических свойств и т. п., являются косвенными.
А. РОЛЬ Л ЕГИ РОВАН НОГО ФЕРРИТА
Легирующие элементы образуют твердые растворы с ферритом,
увеличивая в той или иной степени его твердость и предел прочности
в соотвегствии с закона~мерностью Н. С. Курнакова.
В настоящее время ряд исследователей считает установленным, что
степень упрочения феррита в равновесном или близком к равновесно-
му состоянию там больше, чем большее искажение решетки а-железа
вызывает растворенный в нем элемент. При этом сжатие решетки обу-
словливает, по-видимому, более сильное упрочнение твердого раство)ра.
чем ее расп.ирение [300). Поэта~му увеличение прочности феррита при
прочих равных условиях должно быть ТеМ больше, чем больше раз-
ность атомных радиусов а-железа и растворенного в нем легирующего
элемента. Более сильное упрочнение феррита вызывают элементы, име-
ющие иную решепку, чем Q-железо, ~и элементы, р~астворимость которых
в последнем при комнатной температуре ниже. Очевидно, что ограни-
ченно растворяющийся элемент будет упрочнять феррит наиболее силь-
но, когда по условиям охлаждения сплава не успело установиться рав-
новесное состояние и раствор является пересыщенным.
Все перечисленные факторы, да и то не полностью, безусловно опре-
деляют «структурную чувствительность» механических свойств легиро-
ванного феррита. Однако хотя их влияние и может быть значительным,
эти факторы все же являются косвенными. Неучтенным остается при
этом первичный фактор, а именно изменение элементами прочности
межатомной связи в решетке феррита, определяемое энергией взаи~мо-
действия соответствующих элементов с железом.
Как уже указывалось при рассмотрении основных характеристик
конструкционной стали, сопротивление отрыву в решающей степени за-
висит от полной прочности межатомной связи и является характерис-
тикой в ocHQBHQM граничного слоя зерен. Составляющая же связи, обу-
словленная взаимодействием ионов, не может существенно сказывать-
ся на сопротивлении отрыву. А так как полную прочность межатомной
связи в железе подавляющее большинство легирующих элементов из-
меняет мало, то легирование феррита должно оказывать слабое влия-
ние на его сопротивление отрыву. Значительно сильнее должен сказы-
ваться такой фактор, как величина зерна, от которого зависит суммар-
ная площадь граничных слоев зерен. И действительно, в ряде исследо-
ваний экспериментально установлено как на легированном феррите,
так и на высокоотпущенной стали [127, 132, 529], что сопротивление от-
рыву зависит главным образом от величины зерна, а легирование не
оказывает на эту характеристику заметного влияния. Легирующие
элементы могут влиять на нее только косвенно, в основном через вели-
чину зерна.
Сопротивление пластической деформации в значительной степени
определяется составляющей связи, обусловленной взаимодействием
ионов, вследствие чего оно должно зависеть больше от легирования,
чем от величины зерна. Эти зависимости могут быть выявлены в наибо-
лее чистом виде на сплавах, находящихся в равновесном состоянии. По-
этому в качестве иллюстрации этого положения на рис. 152 [127] приве-

228
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
дена зависимость предела пропо~рциональности от содержания легиру-
ющих элементов при трех размерах зерна для ото ж же н н о го ферри-
та. Следует заметить, что, как пока~зывают и некоторые другие факты,
к р ем н,и й, по-видимому, обусловливает в сплаве заметную долю кова-
лентной связи, что повышает предел пропорциональности и уменьшает
пластичность. До некоторой степени это относится и к марганцу, но,при
бОЛЕЕ BbICOKHX ЕГО ООДЕРжаНИЯХ.
2 Ф 67 0 2 Ф 67 д 2 4' б
Содержание легирующих зл~ментед д гс-жеееее, % ~истаа~
N д 'г
Рис. 152. Зависимость предела пропорциональности отожженного
феррита от концентрации растворенного в нем легирующего элемента:
а — зерно № О; б — зерно № 3; в — зерно № 4 и 5
1~ак видно из диаграмм истинных напряжений, приведенных для
отожженного фер~рита на рис. 153 1127], легирующие элементы заметно
увеличивают также начальный коэффициент упрочнения, характеризу-
емый углом наклона первого участка диагра~ммы к оси абсцисс (на-
чальная ордината на каждой диаграм~ме равна пределу пропорциональ-
ности сплава). Наиболее сильно повышает ~коэффициент упрочнения
кремний, уменьшающий также предельную пластичность. Так как ко-
нечный коэффициент упрочнения под влиянием легирующих элементов
практически не изменяется, то изменение последними сопротивления
вязкому разрушению определяется их влиянием на предельную плас-
тичность. Поэтому кремний практически не повышает, а ~при большем
содержании понижает соп~ротивление вязкому разрушению. Соответст-
венно предел прочности феррита легирующие элементы увеличивают в
тем большей степени, чем сильнее они павы|шают предел пропорцио-
нальности и коэффициент начального упрочнения.
ITo утверждению некоторых американских исследователей, при ле-
гировании феррита одновременно несколькими элементами упрочне-
ние его подчиняется закону аддитивности. Имеются также данные 11271,
согласно которым сопротивление сложнолегированного феррита и ма-
лым, и большим пластическим деформациям определяется тем из вве-
денных элементов, который наиболее сильно его упрочняет. Однако, не
говоря уже о ТОМ, что ни то ни другое не соответствует влиянию эле-
ментов при одновременном их присутствии на прочность межатомной
связи в решетке феррита, оба эти положения в наших исследованиях'
не подтверждаются экспериментально ни для отожженного,,ни для нор-
мализованного состояния (см. рис. 154 и 168). Следует заметить, что
' Исследования легированного феррита, результаты которых приводятся ниже,
проведены автором совместно с А. Ф. Захаровой.

° в
° °
° °
й й
° в
в ° Э °
й ° й ° й ° а
Э 4 °
И ° ° ю
й
в
° °
° °
° в i °
Ф Э
а °
° °
° а
° ° ° Э ф ° 3 4 ° ° И ° ° ф
° Э ° в ° В ° ° ° ° ° м 4
° °
9 ° °
° в °
й й
° °
Э °
° g
ф а r
а Ф
Я ю Ф а °
° ° Ф
ф а j a
4 ' 1 ° е в ° °
° ° г. ° ° ю.
° е ° °
° 9 °
° ° 11 91
в °
° ° ° °
° y
1
° °
1 ° °
I ° ф
° ° ° °
° ° ° °
в ° I i
4
° °
° s ° Э ! °
° °
° ° °
а °
а
в И l l
° f Ф ° Ф
° ° в °
й
° в
И Э Э ф °
Э °
! ° в 4 ° °
И °
Э ° a
° °
° м в
° б
° в 4
° 4ВЭ °
° ° Эю'
° ° °
ф 4 i Э
° м ° °
й
в й
В
й
ю
с ° /
° ° °
3 i Э ° в.
° °
° ° °
б ° °
° й
Ф °
° °
а
Э °
° ° ° Ф ° °
И ° °
° I °
° ° Ф
° й Вв а
Э °
Э
° б
° °
° й
Э ° в м °
° В 4
° ° 4 ~ Э
Э J °
° ° ° ° ф ° °
° ° И ° °
а Э
в °
а
м
° ° Э 4
° в
в ю °
° °
° Э ° '
Э i
Э l °
Э °
в °
° °
° в ° °
° ° ° °
° °
° °
а °
° °
° ° °
4 Э &
Э °
3 ю ° °
° ° ° l
° °
Э i
a °
а а
э
° ° ° ° в
° ° Э & t
ll ° Э
° °
° В ф
° ° °
а °
М ° э
° l Э &
4 ю °
° б °
° ° °
й
° В Э
° ° ° ° °
° °
° °

Рис. 156. Вид излома и величина зерна двух образцов (а и б) нелегиро-
ванного литого феррита одной плавкй. Ударная вязкость при температуре
+20':
д а ) 24,6 кгм/см' (образец не сломался); б — u 1.0 кгм/см'
К

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
231
температуры, которое оказывает способ раскисления (на ~рис. 157, при
переплавке в индукционной печи), совершенно понятно, если учесть, что
кислород, как это видно из рис. 158 [522], сильно повышает критическую
температуру хрупкости. На очень чистом железе на~блюдалось (см.
Треппшу и др. [9]) значительное повышение Т„с по~вышением темпе-
ратуры разливки, по-видимому,
вследствие более крупного первич-
ного зерна.
30
ю Z00
Яу
Ъ
~о
~~ roo
ь~
~о
~ ~с
(
0
~ь
ЯЬ
мЕ
+20
g0025 Q00S 00075
Содержа~ие кислорода,7.
-20 -6'0 -~00
~Вилерагпура, C
Рис. 157. Изменение удар-
ной вязкости с температу-
рой у литого (Б) и кова-
ного (А) феррита:
1 и 2 — разные способы рас-
кисления
Рис. 158. Влияние кислорода на кри-
тическую температуру хрупкости
феррита
Направление влияния легирующих элементов на склонность фер-
рита к хрупкому разрушению в нормализованном состоянии иллюстри-
руется рис. 159 — 164. кремний повышает критическую твмпературу
хрупкости, а при содержании его в количестве больше 1о/о резко падает
и ударная вязкость при комнатной температуре. Хром приблизительно
Рис. 159. Влияние кремния на склон- ~
ность нормализованного феррита (Ko- N
ваного) к хрупкому разрушению
~с
-20
-о0 -&lt 00 Ђ” Ю0 -
~емпепа~пура, С
до 2'/р уменьщает склонность феррита к хрупкому разрушению, а при
более высоком содержании действие его ослабевает и может стать
отрицательным. Полоноительное влияние, также до определенного со-
держания, на склонность фер~рита к хрупкому разрушению оказывают
марганец, алюминий и медь.

232
Наиболее сильно и надежно смещает критическую температуру
хрупкости вниз н и к е л ь, что подтверждается и опытом применения
никелевых сталей. Дополнительно это подтверждается исследованиями,
в которых было установлено [204], что ври температуре жидкого азота
никель п овы ш а е т, тогда как при 20' он п о ни ж а е т предельную
-Zg -ЮО
Tcpgnep0m5;p~, С
ЯД -gg -ЮО - ЮО
температура, 'С
-/4д -ФУ
пластичность. При +20' никель несколько понижает и ударную вяз-
кость (рис. 164).
Основная закономерность влияния легирующих элементов на
склонность феррита к хрупкому ~разрушению в настоящее время фор-
мулируется так [530]: элементы, способствующие укрупнению зерна, а
ЯД
ФЬ
Ю
Рис. 161. Влияние марганца на склон-
ность нормализованного феррита к
хрупкому разрушению
о
~~0 ~0
-бО -ЮО'
7емаердгпцра, С
также слабо изменяющие его величину, повышают критическую темпе-
ратуру хрупкости и тем интенсивнее, чем сильнее повышают предел
текучести феррита. Элементы же, способствующие получению мелкого
зерна, до некоторой концентрации понижают критическую температу-
ру хрупкости, а затем, по достижении предельного измельчения зерна,
ч
1
L~
Ъ
° ~
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
1
~э
1
Ъ~
° Ь
С3
Гис. 160. Влияние хрома на склонность нормализованного феррита к хрун
кому разрушению:
а — кованого; б — литого

0
+ГО
— /40
- о0 f00
Температура, 'С
-20
-ЩО
Рис. 162. Влияние алюмииия на склонность нор-
мализованного феррита (кованого) к хрупкому
разрушению
Рис. 163. Влияние меди на склон-
ность нормализованного феррита к
хрупкому разрушению
— — — кованые сплавы. '—.— — литые
сплавы
+20
20 -20 -6'0 - 400 - ging
7еюпература, ~С
Рис. 164. Влияние никеля на склонность нормали-
зованного ферркта к хрупкому разрушению
~ 2
~с
Ф~
Ь
ГО
Ю~
10

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
их влияние должно стать обратным за счет повышения сопротивления
феррита малым пластическим дефор~мациям.
Следует иметь в виду, что относительное влияние элементов на пре-
дел текучести при низких температурах принципиально может быть
обратным их относительно~му влиянию на эту характеристику при ком-
натной температуре, так как с понижением температуры предел теку-
чести, как видно из рис. 150, повышается тем сильнее, чем ниже его
исходное значение [242, 519]. Из схемы рис. 165 видно, что это может
привести при прочих равных условиях и к обратному относительному
влиянию соответствующих элементов на критическую температуру
хрупкости. Если учитывать и это
обстоятельство, то приведенное по-
ложение о характере влияния эле-
ментов на склонность феррита к
хрупкому разрушению с точки эре-
~с ния механики материалов, конечно,
правильно.
~К
7емпература
Рис. 165. Схема возможного
относительного влияния леги-
рующих элементов на предел
текучести при комнатной тем-
пературе и на положение кри-
тической температуры хруп-
кости
0,0/ 0,02 003 О,ОФ 005
%
Рис. 166. Влияние малых количеств угле-
рода ца кр~итическую температуру хрупко-
сти желева
Однако едва ли можно сомневаться в той большой роли, которую
играют легирующие элементы, при один а к о в ы х величине зерна и
сопротивлении малым пластическим деформациям, в склонности ферри-
та к хрупкому разрушению, особенно определяемой ударными испыта-
ниями надрезанных образцов, вследствие изменений, вносимых ими в
состав и строение граничного слоя зерна. Достаточно напомнить, что
и сплавы с гранецентрированной кубической решеткой, в том числе на
медной основе, имеющие очень низкую критическую температуру хруп-
кости или вовсе не переходящие в хрупкое состояние, могут разру-
шаться хрупко уже вблизи комнатной температуры, если у них в гра-
ничном слое зерна образовалась низкопрочная фаза (стр. 289). Обога-
щением граничного слоя следует объяснить и сильное отрицательное
влияние малых количеств углерода (в пределах его содержания в тех-
нически чистом железе) на критическую температуру хрупкости
(рис. 166 Б221). То же относится и к влиянию кислорода, ~резко повы-
шающего критическую температуру хрупкости железа (рис. 158) и
способствующего тому, что излом из внутрикристаллического переходит
в межкристаллический.
Меньший эффект влияния элементов на склонность к хрупкому
разрушению для литого феррита, чем для кованого (рис. 161, 163, 164),
также косвенно свидетельствует о том, что главная роль легирующих

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
235
элементов связана с вызываемыми ими изменениями состава и структу-
ры граничного слоя зерна. Отвлекшись от того, что литые сплавы вооб-
ще обладают большей склонностью к хрупкому разрушению, чем кова-
ные, меньший эффект влияния легирующих элементов у литого ферри-
та можно объяснить тем, что они в этом случае не столь сильно обога-
щают граничный слой зерна', так как в литых сплавах, как это
подтверждено в последнее время и радиографическими исследованиями
[909], скорость диффузии во много раз меньше, чем в пластически де-
формированных. Тогда становится понятным воспроизведенный на рис.
160 факт, что у кованого феррита легирование 2,78'/o Cr уже усиливает
склонность к хрупкому разрушению против 1,7'/О Cr (рис. 160, a), тогда
как у литого феррита такое количество хрома еще влияет положительно
(рис. 160, б). Следовательно, для получения оптимального эффекта,
определяемого с излагаемой точки зрения содержанием соответствую-
щего легирующего элемента в гранично~м слое зерна, в литой феррит
необходимо ввести большее общее количество данного элемента. чем
в кованый.
Труднее ответить на вопрос — в чем именно заключаются измене-
ния, вносимые легирующими элементами в состав и структуру гранич-
ного слоя зерна. Наиболее вероятными нам кажутся изменения в двух
направлениях. Некоторые элементы могут увеличивать степень атомно-
го порядка в граничном слое, что должно уменьшить сопротивление
этого слоя пластической деформации и, в соответствии с рис. 151, по-
низить критическую температуру хрупкости. Такого эффекта можно
ожидать от элементов, способствующих в нормальном сплаве с железом
получению у-фазы. Другие элементы могут «очищать» граничный слой
зерна от примесей, главным образом от углерода и кислорода, повы-
шающих температуру перехода в хрупкое состояние. Естественно, ко-
нечно, при этом ожидать, что положительное влияние элемента в обоих
случаях должно продолжаться до тех пор, пока образуемый им самим
в граничном слое твердый раствор не станет хрупким.
С изложенной точки зрения такие элементы, как никель,~марганец
и медь, должны понижать ~критическую температуру хрупкости ферри-
та вследствие того, что они увеличивают степень атомного порядка в
граничном слое. При этом ~медь должна давать меньший эффект, чем
никель, так как она в меньшей степени способствует получению т-фазы
даже при содержании ее сверх равновесного предела растворимости.
За пределом насыщения или после определенного пересыщения медью
а-раствора выпадает новая фаза, представляющая собою твердый
раствор железа в ~меди, и система становится более хрупкой. Поэтому
дальнейшее повышение содержания меди делает ее .влияние отрицатель-
ным.
Эффект понижения критической температуры хрупкости марганцем
наминая с некоторого содержания его в сплаве также должен ослабе-
вать и затем, перейти в обратный, так как высокомар~ганцовистая f-фа-
за (марганцовистый аустенит), в отличие от высоконикелевой, сама
резко понижает свою пластичность при низких температурах (стр. 288
и рис. 200). Интересно, что марганец при содержании его около 2~
(см.рис. 167 [522]) парализует отмеченное выше (рис. 167) вредное
влияние ~малых количеств углерода. Объясняется это, по-видимо~му, тем,
I
' Здесь речь идет о маленьких лабораторных отливочках], в которых можно прак-
тически не считаться с ликвацией. В обычных и особенно крупных отливках вслед-
ствие ликвации границы зерен могут быть обогащены элементами в большей степени,
чем в поковках.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
236
что при достаточном содержании марганца в сплаве почти весь нахо-
дящийся в граничном слое углерод оказывается растворенным в т-фазе.
В отличие от никеля, ~марганца и ~меди, хром, алюминий и кремний
с увеличением их содержания в сплаве все больше «ферритизируют»
граничный слой зерна, приближая его к «z-сплаву». При этом углерод
вытесняется из граничного слоя в объем зерна. Такое явление, как уже
упоминалось, наблюдается при процессах алитирования, силицирования
и т. п., когда по iMepe обогащения на|ружного слоя изделия одним из
этих ферритизирующих элементов углерод оттесняется от фронта диф-
фузии в глубь изделия. Следовательно, положительная роль таких
элементов заключается, по-видимому, в том, что они «очищают» грани-
цу зерна от углерода, а некоторые из них — и от кислорода. Однако в
силу упомянутых выше особенностей межатомной связи в твердом рас-
Рис. 167. То же, что на рис. 166,
но при наличии в стали марганца:
а — 2% Mn: б — 0.05% С
003 ОN 05 70 7 $ ГР
творе железо — кремний, этот раствор сам обладает большой хрупко-
стью. Поэтому влияние кремния уже п~ри сравнительно малом общем
содержании его в сплаве становится отрицательным. Положительный
же эффект, вызываемый хромом и алюминием, сохраняется до более
высоких концентраций. На примере алюминия можно видеть, что вли-
яние легирующих элементов на граничный слой зерна может оказаться
важнее, чем их влияние на величину зерна, так как алюминий понижа-
ет критическую температуру хрупкости еще при таких содержаниях в
сплаве, когда зерно уже значительно укрупняется.
Если изложенные предположения верны, то влияние легирующих
элементов на склонность феррита к хрупкому разрушению, особенно
количественное, должно зависеть не только от состава сплава, но и от
условий его терм~ической обработки и скорости диффузии соответству-
ющих элементов в твердом растворе, так как от этого будет зависеть
степень обогащения легирующих элементов граничного слоя зерна и
состав образуемых там фаз. На стр. 220 уже указывалось, что и круп-
ное зерно, полученное в сплаве путем наклепа и последующей рекри-
сталлизации при температурах ниже фазового превращения, оказывает
меньшее влияние на сопротивление отрыву, а следовательно, и на по-
ложение критической температуры хрупкости, чем такое же крупное
зерно, но полученное нагрево|м при температурах выше фазового пре-
вращения. В последнем случае влияние величины зерна зависит и от
скорости охлаждения, что также согласуется с изложенными взглядами.
В заключение заметим, что вопросу о влиянии легирующих элемен-
тов на склонность феррита к хрупкому разрушению мы уделили сращни-
тельно много внимания потому, что и у ст ал и склонность к хрупкому
разрушению определяется прежде всего поведением феррита в этом

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
237
направлении, как бы оно ни вуалировалось различными други~ми факто-
рами. Поэтому в стали влияние легирующих элементов на эту важней-
шую характеристику должно определяться теми же закономерностями
и, следовательно, сохранять в основном тот же характер, что и (в ферри-
те. Результаты некоторых опубликова~нных по этому вопросу исследо-
ваний [323, 531 и др.] подтверждают, что в стали с -О,1~/о С в отожжен-
ном состоянии, а также с -0,25'/, С после закалки и отпуска влияние
легирующих элементов на склонность к хрупкому разрушению принци-
пиально такое же, как в ферр~ите.
В сложнолегированном феррите, как и в сложнолегированной стали,
сохраняется нап~равление влияния каждого из легирующих элементов.
Однако количественно их суммарный эффект может заметно отличать-
ся от аддитивного в соответствии с изменением энергии взаи~модействия
элементов с железом в случае сложного легирования как в самом зерне,
так и в граничном слое. Так, например, влияние никеля в хромоникеле-
вом и хромони~кельмолибденовом феррите или соответствующих сталях
на их склонность к хрупкому разрушен:ю обычно сильнее, чем в фер~рите
или стали, легированных только никелем.
С точки зрения возможной роли легированного феррита в повышении
прсчности конструкционной стали особенно важ~но влияние, оказываемое
легирующими элементами на механические свойства феррита в з а к а-
ленном и отпущенном состоянии.
Как было указано на стр. 137, при закалке легированного феррита
превращение y - u совершается по мартенситнаму механизму со всеми
присущими ему особенностями. При этом происходит сильное упрочнение
феррита за счет совокупности изменений, происходящих в его микро- и
субиикростроении. Роль легирующих элементов заключается в измене
нии положения мартенситной точки сплава, а роль большой скорости
охлаждения — в переохлаждении у-фазы до мартенситной точки.
Отсюда следует, что при закалке феррит должен упрочняться тем
больше, чем сильнее понижают мартенситную точку содержащиеся в нем
легирующие элементы. Исследования подтверждают, что наиболее силь-
ное упрочнение двойного легированного феррита при закалке вызывают
марганец, хром и никель при содержаниями каждого из них в количестве
3 — 4О/о. Особенно же сильно, как и следует ожидать, прочность после
закалки повышается у сложнолегированного феррита, что иллюстри-
руется рис. 168 для предела текучести.
Из рис. 168 видно также, что предел текучести закаленного легиро-
ванного феррита относительно мало понижается при последующем отпу-
ске. Существенное падение его начинается только после — 500'. Роль
легирующих эле~ментов в этом направлен~ии сводится к повышению ими
температуры возврата и рекристаллизации феррита или начала укруп-
нения ~мозаичных блоков. Поэтому в данном случае наиболее заметно
повышает устойчивость сплава против разупрочнения при отпуске мо-
либден. А~налогичное влияние оказывают и другие элементы, повышаю-
щие те~мпературу рекристаллизации феррита, например вольфрам, вана-
дий, ниобий и т. п. Как видно из рис. 169 для хромоникелымолибденового
феррита, при отпуске до температуры около 500' предел прочности также
уменьшается сравнительно мало. Характеристики же пластичности и осо-
бенно ударная вязкость, которые и после закалки имеют высокие значе-
«ия, при этом заметно повышаются.
Резкое измельчение структуры, а следовательно, увеличение суммар-
ной площади граничных слоев зерен, приводит к значительному повьппе-
нию после закалки сопротивления легированного феррита отрыву. По

238
величине последнее приближается к значению этой характеристики
у мартенсита (см. рис. 141), у которого она понижена вследствие умень-
и.ения углеродом прочности межатомной связи в железе. Для закаленно-
го состояния естественно поэтому ожидать, что легирующие элементы,
оО
60
400 500 о00 'С
400 ЕОО pe С
о
80
20
20
400 500 600-С '
4-00 500 ~00 С
г
80
20
~g ~ПО egg©С
способствующие сильному упрочнению феррита за счет мартенситного
превращения, будут повышать также и его сопротивление отрыву. Как
видно из рис. 17Q (127], никель, хром и марганец и особенно сочетание
хрома и никеля вызывают значительное повышение сопротивления отры-
ву у закаленного феррита. Так как закалка увеличивает также началь-
ный и конечный коэффициенты упрочнения, то еше сильнее, за счет про-
~вю
80
OI1
1~ OO
6'0
1
1
ч40
с
20
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
~~ 40
%
20
~ 80
+„40
( ".)
~ис. 168. Предел текучести феррита, леги-
рованного разными элементами после от-
жита (А), нормализации (Б), закалки (В)1
и отпуска (Г) при различных температу-
рах:
а — 0,88% Сг; б — 345% Ю; e — 0.28% Мо г—
0.89О/о Cr, 3,16% Ni; д — 0,86% Gr; 3,15% Щ.
0,29% Мо

4
РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
239
1
& t;
0 r Ж
~ &lt
~ ~го
Ж~ 0
чз &lt
в Ю~0
E
& t;
90
80
0 / 2 3 Ф,5 Ю
Содержание леги,адюще-
го злемеигпа, / (атомн)
УО ~е
~сь
0~
1
зо~
° Ъ
М
&gt
7g
° ~
50
1
" 30
Ъ
10 ° 10
coo Egg ЯЮ
1емперцдц ра
огп~уско, C
о~~
Рис. 169. Влияние закалки и от-
пуска на предел прочности, пла-
стичность ,и вязкость феррита с
0,86% Сг, 3,15% Ni и 0,29% Мо
Рис. 170. Влияние некото-
рых элементов на сопро-
тивлен~ие закаленного фер-
рита отрыву
Из всего сказанного следует, что в сложнолегированных сталях
влияние элементов, растворенных в феррите, на его прочность может
быть весьма велико даже после нормализации и отжига. В улучшаемой
же конструкционной стал~и, т. е. применяемой после закалки и отпуска,
значение пределов пропорциональности и текучести при определенном
сочетании легирующих элементов может быть приблизительно удвоено
против нормал~изованного и утроено против отожженного состояния. При
этом легированный феррит сохраняет еще высокую пластичность и вяз-
КОСТЬ.
Таким образом, распространенное до недавнего ~времени мнение, что
доля упрочняющего действия растворенных в феррите легирующих эле-
ментов в общей прочности стали тем больше, чем бл~иже ее структура
к равновесной, неправильно. Наоборот, роль легированного феррита
в упрочнении должна быть большей в стали с неравновесной структурой.
Однако эта роль становится ~меньше с увеличением содержания углерода
в стали, так KBIK при этом уменьшается количество феррита
и количество растворенных в нем карбидообразующих элементов. Поэто-
му в сталях, применяющихся после нормализации или прокатки, напри-
мер, судостроительных и т. n., в которых содержится в 2 — 3 раза меньше
текания предварительной пластической деформации, в результате закал-
ки повышается сопротивление вязкому разрушению S».
При последующем отпуске обе эти характеристики начинают замет-
но снижаться с началом рекристаллизации или укрупнения мозаичных
блоков, т. е. при температуре около 500'. Выдержка закаленного легиро-
ван~ного феррита при комнатной температуре в течение около 24 час., по
наблюдениям Л. С. Мороз и др. '[532], приводит к значительному повыше-
нию сопротивления вязкому разрушению Я„вследствие увеличения пре-
дельной пластичности. Последнее же происходит только за счет измене-
ния деформации в области сосредоточенного сужения, тогда как равно-
мерная деформация практически не меняется. Поэтому авторы полага-
ют, что это явление объясняется протекающей при комнатной темпера-
туре частичной ~релаксацией остаточных напряжений, что уменьшает не-
равномерность пластического течения при растяжении.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
240
Б. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
КОНСТРУКЦИОН НОЙ СТАЛ И ПРИ ПОЛ НОЙ ПРОКАЛ ИВАЕМОСТИ
Важнейшее, принципиалыное значение с точки зрения взаимозаме-
няемости легирующих элементов в конструкционной стали имеет вопрос
06,индивидуальном влиянии элементов на ее механичеакие свойства в
закаленном и отпущенном состоянии. При этом ~необходимо различать
полную прокаливаемость, т. е. когда структура заготовки после закалки
состоит по всему сечению из 100'/о или почти 100o/0 мартенсита, и непол-
углерода, чем в улучшаемых, по этой прич~ине растворение элементов
в феррите может играть иногда даже более важную роль, чем в улучшае-
мых сталях.
В связи со сказа~иным может (возникнуть вопрос: нельзя ли вообще
пе вводить углерода в легированную конструкционную сталь? На самом
деле введение углерода преследует по крайней мере четыре цели:
1. Дополнительное повышение прочности стали за счет карбидной
фазы. Высокая прочность у феррита, даже непосредственно после закал-
ки, достигается при большом содержании в нем легирующих элементов.
Поэтому его прочность, отнесенная к условной «единице» количества
легирующих элементов, недостаточна.
2. Возможность переохлаждения у-фазы до мартенситной точки.
Дело в том, что для достижения высоких значений характеристик проч-
ности при закалке легированного феррита требуется большая скорость
охлаждения, трудно достижимая во внутренних слоях реальных изделий
сколько-нибудь значительной толщины. Углерод, следовательно, необхо-
дим для увеличения прокаливаемости за счет уменьшения скорости пре-
вращения у а, приобретающего при это(м, однако, более сложный ха-
рактер и дополняемого новыми процессами.
3. При введении в сталь углерода последняя после высокого отпуска
имеет сорбитную основную массу, о~бладающую более низкой критиче-
ской температурой хрупкости, т. е. меньшей склонностью к хрупкому
разружению, чем ферритная.
4. Выплавка конструкционной стали, содержащей углерод, проще
и легче, чем выплавка легированного феррита.
Однако в некоторых областях применения безуглеродистый легиро-
ванный феррит может иметь определенные преимущества перед сталью,
содержащей углерод. Примерам могут служить изделия, (в которых тон-
кий поверхностный слой в процессе работы нагревается до высокой тем-
пературы, близкой к плавлению, и в то же время подвергается эрозии.
В этом случае углерод, (находясь IB по(верхностном слое в твердом раство-
ре и уменьшая прочность межатомной связи, будет способствовать выры-
ванию частиц из этого слоя, тогда как легирующие элементы, усиливая
межатомные связи, будут влиять в обратном направлении. Другим при-
мером могут служить стали для некоторых видов химической аппара-
туры, строительные и т. п., от которых требуется очень хорошая свари-
ваемость, сильно ухудшаем ая углеродом.
Но если углерод присутствует в стали, то независимо от того, чем
обусловлена была необходи(масть его введения, роль легированного фер-
рита в повышении прочности становится меньше, и важное значение
приобретает степень дисперсности, количество, форма и распределение
карбидов. Саста(в карбидов пр(и этом влияет только на физико-химические
процессы, обусловливающие получение в конечном счете данной степени
дисперсности карбидов, их количества, формы и распределения.

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
241
ную прокали~ваемость, когда в структуре заготовки после закалки при-
сутствует также большее или меньшее количество немарте~нситных про-
дуктов разложения аустенита.
На протяжении последних -15 лет, главным о~бразом среди метал-
.~сведов США, утвердилось мнение, что решающее значение для механи-
ческих свойств при полной прокаливаемости имеет полученная после
отпуска структура, а химерический состав стали практически роли не иг-
рает. Это означает, что если мелкозернистые конструкционные стали
с одинаковым содержанием углерода после полностью мартенситной
закалки отпустить до одного уровня твердости, то все они будут обла-
дать одинаковыми характеристиками, прочности, пластичности и,вяз-
кости, независимо от того, какими элементами и в каких количествах
они легированы. Согласно этой концеп|ции, за легирующими элемента-
ми признается, следовательно, только косвенная роль, проявляющаяся
в их влиянии на прокаливаемость, на устойчивость мартенсита против
отпуска, т. е. на значение температуры, при которой сталь должна
быть отпущена для получения заданного уровня твердости, и естест-
венно, на процессы, обусловливающие отпускную хрупкость, анизо-
тропность свойств и т. п.
В пользу 'Iàêoé концепции иногда высказывались также отдельные
исследователи в Советском Союзе и некоторых других европейских стра-
нах. В частности, в свое время склонялся к такому мнению автор дан-
ных строк. Главным доводо~м IB пользу концепции о взаи~мозаменяемости
легирующих элементов в конструкционной стали, есл~и они обеспечивают
полную прокаливаемость, являются результаты в основном лабораторных
исследований плавок самого различного состава, представленные схе-
матически на рис. 171. Из рисунка видно, что если пренебречь сравни-
тельно большим рассеиванием точек (за счет обычных неточностей при
измерении характеристик и влияния технологических и других факторов)
и исходить из средней линии, то действительно можно прийти к выводу
о почти полном отсутствии индивидуального влияния легирующих эле-
ментов. На этом основании предлагалась диаграмма [533], позволяю-
щая выбирать состав легированной конструкционной стали с заданным
значением предела прочности в зависимости от диаметра заготовки, оп-
ределяющего прокаливаемость. При этом автор диаграммы предлагает
считать критерием прокаливаемости получение у образца, вырезанного
из центра заготовки, значения ударной вязкости не ниже 6 кгм/см'.
Однако изложенную концепцию нельзя считать правильной по ряду
причин. Так, из рис. 171 следует, что между твердостью и пределом теку-
чести существует определенная, постоянная для различных конструкцион-
Bblx сталей прямолинейная зависимость. Это едва ли возможно хотя 6bl
потому, что предел текучести, характер~изующий сопротивление началь-
ной пластической деформации, не учитывает, следовательно, коэффициен-
та упрочнения. Яаже отношение предела прочности к твердости подби-
рается, как известно, отдельно для стал~и каждого типа, а более или
менее удовлетворительная прямолинейная зависимость существует
только между твердостью и истинным пределом прочности (рис. 134).
На рассеивании точек для значений ~, безусловно сказывается также
индивидуальное влияние каждого элемента на сопротивление феррит-
ной основной массы малым пластическим деформациям.
Второе положение, противоречащее концепции о взаимозаменяемо-
сти легирующих элементов даже при полной прокаливаемости, заключа-
ется в том, что область рассеян~ия характеристик пластичности слишком
широка. Это видно даже из рис. 172, заимствованного из исследований

° ф °
° °"
° ° V
° 1
° °
° ° а 1 в а ° i °
° °
1 а
б °
° ° ° ° ° в ° в
° Э j °
° б
° ° 4
° б
° а
° ° °
б i б
° О
° а ° i °
° °
° ° °
° Ф °
° °
4 °
° ° °
° а ° в
° °
° Э
°: ° ~
Э ° б i б
° ф °
° ° ° ° 4 j
° ° ° °
° ювr
i & t
° ° ° ° °
б
° 4
& t
° °
° O e
° ° ° О
° &
° °
в i
° б ° б ° ° °
ф ° е
° °
° в °
ф б
б
° °
° j r
Э б
° ° °
а °
Э r °
° 3 °
б
1 б б
ю ° е °
б °
° °
р юбое
ф ° ° б ° °
° e Э 4 °
1 ° ° ° ° °
° ° б ° °
° ° 1 ° °
Э 4 ° ° °
° ° °
° 3 r
АЛОЭ °
° ° °
° °
° О °
б
б 1 ° б
& t
а
° ° вr
° ° °
° О
° 4
° 1 ° ° °
i ° Ф
в ~ °
° ° °
в °
° Ф
в ° ° °
° в °
° в °
ю °
Ф ° Ф
° . ° °
1 ° r в &
б °
° s 1
а
° °
° ° ° &
° ° ~
° °
° °
° °
° ° б а
° ° i °
а ° б в
° 1 ° °
! ° ° ° в
° 3 Ф ° °
а
б °
а
r
° ° °
° У О Ф
° Ф
Г О
б
Г
Ф °
° б
° °
° °
° ° 1 О
° ° б б °
° О
° ° ° в О °
° в
° О ° °
° °
е & t
в
° Ф
Э 4
б ° б
1 О ° e
° & t
Ф °
в o °
° °
& t
r i ° s
1
° ° ° в °
° ° °
° °
б °
° О Э ° °
° jr1 °
° & t
° ° °
° Э в ° °
° ~
в ° ° O °
° ° °
Э Э ° ° '
б °
° ° ° в
° °
° иииии~
° ИИ .Ийф
° 65..й4~~,~~
~~ЙИИИИИ
I I / Ф
.".ИИИ(ИИИИ1
,14~ii~, ИИИИИI
1ИЙ~.ИИИИИ1
,IR6&lt;i~E
1ИИИ~",У~.~61
,1ИИИВФ~/где~
. !ИИИИЕ""У~г~~~~~~
- 1ИИИИИ~~г~УУ~~
)ИИИИИВФГ1г~
.1ИИИИИИМ~~~
II / II ' I ip g gg I
° ° ° 1 °

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
243
O
немаловажно и то обстоятельство, что у низкоотпущенной стали предел
текучести при комнатной температуре значительно больше, чем у высоко-
отпущенной. Вследствие этого значения его с понижением температуры,
как правило, повышаются медленно, что, в соответствии с рис. 165, также
должно понизить критическую температуру хрупкости. Учитывая ход из-
менения предела текучести с понижением температуры, можно лучше
объяснить и то обстоятельство, что относительное влияние легирующих
элементов в низкоотпущенной стали может несколько измениться по
сравнению с высокоотпущенной. Так, напрвмер, после отпуска при 200'
легированные хромом стали по значению ударной вязкости при темпера-
туре жидкого азота несколько превосходят и во всяком случае не усту-
пают отпущенным при 200' никелевым сталям [207], тогда как после
бО
~," 60
1
& t;
50
д 45
~~ 40
бО 70 80 90 ~00 110 {20 1ЗО
Предел прочности, лг/ми ~
О
~~ зо
~~ 20
~Î
° Ь
0
й7 ЯО 50 70 84 6 8~01? М4б~~
РасстОжи~ QN торча,мм Ю~фжаю 6алсос~ж,~юг
Рис. 173. Соотношение между пластич-
ностью и пределом прочности у сталей,
лепированных разными элементами:
1 — нелегированные качественные стали; 2—
то же, высококачественные стали; 3 — стали,
легированные марганцем; 4 — то же, хромом
и молибденом; 5 — то,ке, хромом, никелем и
молибденом; 6 — то же, хромом
Рис. 174. Ударная вяз.кость при одинако-
вой прокаливаемости и одинаковом преде-
ле,прочносги у двух различно легирован-
ных сталей
отпуска при 625 — 650 последние оставляют хромистые стали далеко
позади. У легированных кремнием сталей в низкоотпущенном состоянии
критическая температура хрупкости также ниже. чем после высокого
о~ пуска.
В основном же, как подтверждают и более новые исследования [531
и др.], для индивидуального влияния легирующих элементов на склон-
ность к хрупкому разрушению закаленной и отпущенной стали сохоа-
няются те же закономерности, что и для легированного феррита. Это
позволяет считать, что предположе~ние о природе влияния легирующих
элементов в да~ином направлении, высказанное нами применительно K
легированному ферриту может быть перенесено и на сталь. Наиболее
сильно и надежно склонность к хрупкому разрушению закаленной и от-
пущенной стали также уменьшает никель. Для иллюстрации в табл. 17
[531] сопоставлены по склонности к хрупкому разрушению хромомарган-
цевомолибденовая и две хромомолибденовые стали. Остальные свойства,
в том числе ударная вязкость при комнатной температуре, кроме предела
пропорциональности, у всех этих сталей были приблиз~ительно одинаковы.
Интересно отметить, что и а~мериканские исследователи, являющиеся
основными сторонниками концепции взаимозаменяемости элементов
в случае полной прокаливаемости, склонны считать никель исключени-
ем Б36]. Независимо от этого, в последнее время отдельные исследо-
ватели и в США высказывают мнение, что следует переомотреть эту

Т аол и ца 71
244
Склонность к хрупкому разрушению хромома рганцевомолибденовой
и хромоникельмолибденовой стали после закалки и отпуска до твердости
217 — 236 кг/мм
Ударная вязкость, кгм/см~, при температуре
ОС
Содержание основных элементов,
Номер
+20
— 125 — 150
— 75
— 180
Мо
Мп
14,5
14,6
14,1
1,45
0,39
0,39
0,39
8,1
12,7
12,6
0,28
0,24
0,26
1,4
1,09
1,58
1,8
8,5
10,9
0,4
2,3
7,0
0,4
4,5
8,6
1,65
4,01
S„=a& t +
где S, — сопротивлен~ие разрушению;
D — коэффициент упрочнения;
е — предельная пластичность.
Отсюда следует, что под влиянием легирующих элементов сопротив-
ление разрушению у низкоотпущенной стали может изменяться главным
образом за счет изменения предельной пластичности. Поэтому влияние
легирующих элементов на предельную пластичность низкоотпущенной
стали приобретает важное значение.
концепцию и изыскивать новые составы конструкционных сталей, ис-
ходя не только из одной лишь прокаливаемости. В частности, к такому
выводу на основании анализа накопившегося экспериментального ма-
териала и производственного опыта приходит Френч [461].
Таким образом, и в случае получения после закалки 100% или почти
100% мартенсита с индивидуальным влиянием лепирующих элементов
на механические свойства стали после отпуска необходимо считаться.
Следует отметить, что возможность достижения заданного уровня проч-
ности при более высокой температуре отпуска, обеспечиваемая введе-
нием в сталь определенных легирующих элементов или их сочетаний,
также представляет самостоятельный интерес. В частности, чем выше
температура отпуска, тем полнее снимаются остаточные напряжения и
тем больше можно удалиться от «опасного» интервала температур,
в котором наблюдается необратимая отпускная хрупкость.
Практический интерес представляет влияние, оказываемое легирую-
щими элементами на механические свойства стали не только после высо-
кого, но и после низкого к частично после среднего отпуска. В настоящее
время значительное количество изделий ответственного назначения изго-
товляется из улучшаемой легированной стали, подвергаемой после закал-
ки низкому отпуску. муроме того, использован~ие низкого отпуска после
закалки представляет собою один из важных путей дальнейшего повыше-
ния прочности конструкционной стали.
Предел прочности стали, как и ее твердость, в низкоотпущенном
состоянии определяется в основном содержанием углерода (см. стр. 180)
и от легирующих элементов практически не зависит. Коэффициент упроч-
нения, как было установлено экспери~ментально [132], после низкого от-
пуска также практически не зав~исит от легирования и определяется
содержанием углерода в твердом растворе. Но, как из~вестно, из диаграм-
мы истинньи напряжений получается приближенное соотношение

245
РОль легиРующих элементоВ
С. Т. Кишкин и С. 3. Бокштейн [200, 132] установили, что предель-
ную пластичность закаленного и отпущенного при 200' феррита все леги-
рующие элементы понижают, причем, ка~к и следовало ожидать, наиболее
сильно в этом направлении влияет кремний, а затем ~марганец. В с т а л и
же, отпущенной после закалки при 200', как видно из рис. 175 [132),
только' кремний до -2'/р не изменяет, а затем понижает предельную
пластичность. Никель и молибден все время повышают пластичность,
а остальные элементы по~вышают ее до некоторого содержания, а затем
понижают, но значения предельной пластичности долго еще остаются
выше, чем у углеродистой стали.
yK gO
ф~ е~
+~ ~& t;
3
~~&l ;~
0
Рис. 175. Влияние легирующих
элементов на предельную пла-
съичность ниькоотпущенной
стали:
1 — кремний; 2 — никель; 8 — мо-
либден; 4 — марганец; 5 — кобальт;
6 — хром
1 Я 3 4
Содержание алемеигаа, %
Основную причину иного |влияния легирующих элементов на пластич-
ность стали по сравнению с ферритом авторы видят в том, что элементы
изменяют однородность структуры низкоотпущенной стали, т. е. однород-
ность распределения углерода в мартенсите, и концентрацию углерода
в растворе. Свое предположение они подтверждают результатами изме-
рения микротвердости в пределах очень малых участков шлифа. Постро-
енные по данным этих измерений частотные кривые своими основаниями
у легированных сталей охватывают меньшее количество групп твердости,
чем у углеродистой.
Следует, однако, иметь в виду, что значительную роль в свойствах
низко-, а также среднеотпущенной стали играет остаточный аустенит.
Неоднократно высказывались предположения о повышении остаточным
аустенито~м пластичности низкоотпущенной стали [2081. Но тогда считали,
по в низколегированной конструкционной стали остаточного аустенита
вообще не может быть. В последние же годы чувствительными методами
было показано [5371, что заметные количества остаточного аустенита
после закалки получаются не только в низколегированной, но и в простой
углеродистой стали, содержащей всего около 0,2% С. Новые исследова-
ния показывают, что наличие в низкоотпущенной стали остаточного
аустенита и, следовательно, легирующих элементов способствующих уве-
личению его количества, имеет в основном отрицательные последствия.
Главное из них заключается в значителыном понижении предела текуче-
с1и уже при небольшом количестве остаточного аустенита. Разложение
остаточного аустенита в игольчатый троостит при отпуске выше 200' или
превращение его в мартенсит при глубоком охлаждении до отпуска
преводит соопветственно к повышению предела текучести. другие харак-
теристики прочности также понижаются остаточным аустенитом а после
среднего отпуска, приводящего к разложению аустенита, характеристики
прочности тем хуже, чем больше количество его, полученное после закал-
ки. При одинаковом исходном количестве аустенита лучшими характери-
стиками прочности обладает структура игольчатого троостита, получае-
мого после отпуска при 300 — 325' [5381.
Характеристики пластичноспи под влиянием остаточного аустенита,

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАБМОЯ СТАЛИ
246
как правило, также понижаются. Это считают следствием превращения
аустенита в неотпущенный мартенсит при пластическом деформ~ировании
стали в процессе испытания. В частности, после отпуска при 200', когда
мартенсит сам уже приобретает достаточную пластичность, аустенит
уменьшает, предельную пластичность стали и соответственно ее сопроти~в-
ление разрушению. Таким образом, предположение, что остаточный
аустенит является причиной повышенной пластичности низкоотпущенной
стали, экспериментально не подтверждается.
Указа~нное влияние остаточного аусгенита и соответствующих леги-
рующих элементов имеет большое значение для пружинной стали. Так,
для изготовления пружинной ленты с ~,) 220 — 230 кг/мм' углеродистая
сталь оказывается лучше легированной, так как для получения &lt
) 220 — 230 необходим отпуск не выше 200', а ~в этом случае в легирован-
ной стали не разложится основная масса остаточного аустенита, пони-
жающего и предел прочности, и упрупие свойства, и число перегиба~в,
т. е. все решающие характерисгики пружинной стали Б39].
В. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЯСТВА ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
ПРИ НЕПОЛНОИ ПРОКАЛИВАЕМОСТИ
Если в случае полной прокаливаемости стали индивидуальное влия-
ние легирующих элементов ~на ее механические свойства многими иссле-
дователя~ми еще отрицается, то в случае неполной прокаливаемости, т. е.
когда наряду с мартенситом в структуре закаленной стали присутствуют
и немартенситные продукты разложения аустенита, индивидуальная
роль элементов ни у кого не вызывает сомнений. Между тем получить
чисто мартенситную структуру по всему сечению заготовки трудно и
практически очень редко удается, причем с увеличением размера сече-
ния эти трудности возрастают.
Дело в том, что влияние легирующих элементов только тогда пол-
ностью сказывается на прокаливаемости, когда они при температуре
закалки полностью находятся в растворе. Для достижения же этого
необходимо сталь нагревать перед закалкой до температур, лежащих
значительно выше верхней критической точки, особенно если она содер-
жит карбидообразующие эле~менты — хром, молибден,,ванадий, воль-
фрам и др. Однако такое повышение температуры закалки почти всегда
ведет к заметному, а иногда и резкому падению ударной вязкости (точ-
нее, к повышению ' склонности к хрупкому разрушению) стали после
отпуска и усиливает проявление аяомалий в изменении ударной вязкосги
при отпуске [208]. В этой связи необходи~мо указать, что в ряде работ
[213 и др.] было найдено, что после низкого отпуска ударная вязкость
стали с повышением температуры закалки не только не падает, но даже
значительно повышается, приче[м это явление считали закономерным
и связанным с увеличением количества остаточного аустенита при повы-
шении температуры закалки. Позже, однако, было показано [207, 216], что
такой вывод обусловлен, по-видимому, методическаЯ ош|ибкой, заключав-
шейся в том, что на образцах, предназначенных для ударных испытаний,
надрез делался не после, а до термической обработки, так что ударная
вязкость получалась выше за счет наличия на поверхности обезуглеро-
жЕННОГО СЛОЯ.
Вредное влияние высокой температуры закалки с~вязанка главным
образом с укрупнением зерна, хотя в некоторых случаях, особенно при
высоком отпуске, может ыметь место и дополнительное падение ударной
вязкости, выз~ва~нное выделением при отпуске какой-либо фазы, которая
вследствие высокой температуры нагрева была более полно переведена

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
247
'в раствор при закалке. Поэтому @редкое влияние повышения температу-
ры закалки будет выражено сильнее у стали, обладающей большой
склонностью к росту зерна, но принципиально оно в большей или мень-
шей степени наблюдается и в стали, легированной значительным коли-
чеством карбидообразующих элементов, препятствующих росту зерна.
° Таким образом, влияние легирующих элементов в направлении повы-
шения прокали~ваемости конструкционной стал~и может быть использо-
вано только до известного предела. Полному использованию легирующих
элементов препятствует также и то, что введение их в повышенном коли-
чсстве по мере увеличения сечения заготовки усиливает опасность образо-
вания трещин при водяной закалке. Такую заготовку необходимо зака-
ливать в масле или в двух средах и т. II., а это сильно снижает эффек-
тивность легирующих элементов. Наконец, очень часто приходится ру
ководствоваться экономическими и дополнительными соображениями,
не позволяющими применять тот или иной элемент для легирования
стали в таком количестве, которого достаточно для обеспечения полной
прокаливаемости.
Индивидуальное влияние легирующих элементов,на механические
свойства конструкционной стали при неполной прокаливаемости иссле-
довано еще мало. Объясняется это тем, что прежде всего необходимо бы-
ло изучить влияние количества и характера немартенситных продуктов
разложения аустенита на механические свойства стали. Поэтому в на-
стоящее время можно исходить из того, что к а ч е с т в е н н о е влияние
элементов на механические свойства, в том числе на склонность к хруп-
кому разрушению отпущенных немартенситных структур, в основном та-
кое же, как и на овойства отпущенной мартенситной структуры. 1~о л и-
ч е с т в е н н о е же влияние элементов в первом случае заметно сильнее
[461]. В частности, ~никель,при нема~ртенситных структурах еще сильнее
понижает критическую температуру хрупкости.
Что касается исследова~ний влияния количества и характера немар-
тенситных структур на механические свойства„то часть таких работ стра-
дает серьезным методическим недостатком, заключающимся в том, что
закалке подвергали заготовки разных диаметроз, причем сравнивались
свойства по сечению, от периферии к центру. При этом на механических
свойствах сказываются, кроме прокаливаемости, и,другие факторы, осо-
бенно степень уковки и различные неоднородности по сечению слитка, со-
храняющиеся частично и в заготовке. Действительно, на образцах, выре-
занных из слитка на разном расстоянии от поверхности и подвергнутых
термической обработке (чем исключается влияние прокаливаемости), на-
блюдается резко выраженная тенденция к падению сужения поперечного
сечения и ударной вязкости к осевой части, что было отмечено выше.
Следовательно, понижение сужения и ударной вязкости от поверхности
к центру, обусловлен~кое неоднородностью слитка, должно наблюдаться
всегда, независимо от прокализаемости.
Поэтому наиболее достоверны результаты, полученные в работах,
в которых прокаливаемость была изолирована как фактор. Это может
быть достигнуто в основном тремя способами: 1) закаливая образцы
одинакового„желательно малого диаметра с разными скоростями охлаж-
дения; 2) вырезая испытуемые образцы из заготовки для торцовой закал-
ки перпендикулярно ее оси на различном расстоянии от охлаждаемого
водою торца, для чего, например, в методе А. Л. Немчинского (стр. 154)
предусмотрен образец диаметром 60 мм; 3) получая немартенситные
структуры путем изотермического разложения аустенита при разных тем-
пе~ратурах.

248
В исследованиях автора и Л. П. Копп первый способ, заключавший-
ся в том, что образцы диаметр~ам 22 мм,закаливались на разные уровни
твердости в бомбах различных диаметров из мягкой стали [139], дал удо-
влетворительные результаты. Однако более достоверные и надежные дан-
95
7
ю jg ю ю бд 70 РР Ю 100
Расстояние отта~ца,мм
и И
0 Ю ЛУ 30 Ю Ы Ю 7i? 80 gP/00
Расстояние отаорца,мм
Твердость измерялась непосредственно после
закалки
Испытания проводились при различных тем-
пературах
Микроструктура центра образца (до отпуска) на разном расстоянии от охлаждаемого водой
торца. Х б00
20 мм 34 мм 40 мм
Рис. 176. Изменение свойств стали 35XH3M z увеличением ~ расстояния от охлаждае-
мого водой торца. Сталь подвергалась закалке и отлучу при 600'
ные удалось получить н последующих исследованиях, в которых был ис-
пользован второй способ. Заготовки диаметром 70 мм и длиной 170мм
из сталей разной легированности ввинчивались в блок диаметром 150 мм
и высотой 150 мм, замедлявший охлаждение «горячего» конца. Торец
заготовки, ~нагретой вместе с бло@ом до температуры закалки, охлаж-
дался струей ~воды. После измерения твердости вдоль оси образец под-
вергали высокому отпуску; затем из заготовки вырезали поперечные
И
ЮХ
И
7S
Ъ~ 70
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
в
4(
13
ь
+ и
° с
Ю~~
Ь

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
249'
разрывные и ударные образцы на различном расстоянии от охлаждав-
шегося водой торца.
Эти исследования показали, что свойства высокоотпущенной стали
зависят от характера и количества полученных после закалки немартен-
ситных продуктов разложения аустенита. Из рис. 176, а, относящегося к
хромоникельмолибденовой стали 35ХНЗМ, отпущенной при 600', видно',
что предел пропорциональности и предел текучести падают C увеличени-
ем расстояния от охлаждаемого водою торца, но заметное падение начи-
нается после -35 мм. Насколько можно судить по микроструктуре на
рис. 176, 8, это соответствует -10 — 15o/, игольчатого троостита. С этого
же расстояния начинается и падение ударной вязкости при — 40' (рис.
176, б), тогда как значения ее при более высоких температурах испыта-
ния остаются постоянными до -60 мм. Относительное удлинение и cyme-
ние также остаются постоянными на расстоянии до 60 мм. Как видно из
рис. 177, то же относится к хромоникелевой стали 25ХН4, отпущенной
при 650', с той лишь разницей, что здесь заметное падение свойств начи-
нается при большем количестве игольчатого троостита (рис. 177, в). Со-
противление разрушению S» падает особенно сильно после -35 мм
(рис. 177, б). Во всех этих случаях перлитных структур после закалки
Hp наблюдалось.
В хромокремнемарганцовистой стали 35ХГС, отпущенной при 660',
предел пропорциональности, предел текучести и сопротивление разруше-
нию с увеличением расстояния от охлаждаемого водою торца падают
приблизительно так же (рис. 178, а), но ударная вязкость резко понижа-
ется и при комнатной температуре (рис. 178, б). Объясняется это тем,
что в да~иной стали немартенситные продукты разложения аустенита
представляют собою перлитно-трооститно-ферритные структуры, что ил-
люстрируется примерами, п~риведенными на рис. 178, в.
Дополнительно в табл. 18 приведены для двух хромоникельмолибде-
новых сталей значения ударной вязкости при низких температурах, по-
лученные на продольных образцах, изготовленных из центральной части
заготовок разного диаметра. Все заготовки были одновременно закалены
в масле с 860' (выдержка 4 часа), а затем отпущены при 520' в течение
10 час. и охлаждены в воде. Из табл. 18 видно, что у стали А значитель-
ное падение ударной вязкости при переходе от заготовок диаметром 30
и 60 мм к заготовкам диаметром 100 и 150 мм наблюдается только при
температуре — 180'. У стали Б заметное падение ударной вязкости на-
блюдается только при переходе к заготовкам диаметром 150 мм, но зато
уже при комнатной температуре, хотя резкое падение а„и у этой стали
наступает только при — 180'.
Эти опыты позволяют считать допустимым без заметного ущерба для
свойств высокоотпущенной стали, даже если она предназначается для
изделий ответственного назначения, наличие в ее структуре после закал-
ки до 10 — 15О/, игольчатого троостита, особенно «нижнего». Получение
же перлитно-трооститных структур после закалки для стали ответствен-
аого назначения недопустимо, а для ~менее ответственных целей допусти-
мо лишь в небольших количествах — до 10О/О.
Наш вывод о том, что некоторое, количество. игольчатого троостита
после закалки допустимо, в основном подтверждается и исследованиями
А. А. Попова [154], нашедшего, что игольчатый троостит, присутствуя в
структуре закаленной стали -до 10'/р, практически не влияет на значе-
ния ее ударной вязкости (по крайней мере при комнатной температуре)
и других характеристик после отпуска в интервале 500 — 600'. Эти поло-
жения согласуются также с результатами исследований С. И. Сахина

от охла-
ием рас-
алась за-

в0
В
U
ф
р
1
~г
~ ф
~~ й
~ъ
ф
0~
cd
М
U
° ъ
И
(-ю
о
СС3
:-1
О
О
~-е
к
а
~к
А а
Й
Ф~~~~
~О
В(
Я С0
3',3,'
о
k(
о
о
0е
о
'3
й(
K
Ц
к
о
о
&l
cR
С~&
~ Я2/ЯЯР ~7
~юг/ги "р
"ъ ~~ ~~ ~ ~ ъ
с~ ~ а с~,
Щ
С4
1О
о
С4
° ъ
М
° ъ
а
о
а
М
Х
Ф
(-ч
v
Ф~~~~
О
Ф
О
'сз 'Ъ '"~ Л
~и~и/ги'~g a &l
о
М
р:
ж
~® а
'сь Ъ' о~
ф ж ц
&l ;&
Ц
@i ф~~
в
а
Ъ ~~~ Я
~э д
&
о
k(
а
О
b. Ю
~-е
О
~ч
О
й
В(
K
В
Х ~~
Е- ц:)
О
Ж
~ ь.
Ж [
И
~' О
й ~
Ж щ
М
В
ж ~5
Х
(ц 05
д 0h
ъ
и
Ж
С4

252
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
Таблица 18
Ударная вязкость (после отпуска до одинаковой твердости) Cr-Ni-Мо сталей при
разных температурах. Образцы 1 Менаже, продольные
Ударная вязкость а~, кгм/см*, при температуре, 'С
Твердость Л
Диаметр
Сталь заготовки
после
отпуска
после
закалки
мм
+20
— 50
— 100
— 180
49,5
48,5
45,5
40,0
5,0
4,1
4,2
4,4
39,0
41,0
40,0
38,5
3,3
2,9
3,7
3,7
30
60
100
150
4,6
4,2
3,9
4,0
2,4
2,6
2,3
2,8
1,8
1,8
0,6
0,7
5,3
4,7
4,7
3,9
52,5
51,5
50,5
46,5
7,4
6,3
6,8
5,1
6,3
5,8
5,5
4,4
38,0
39,5
37,5
36,5
7,3
6,7
6,8
4,6
3,0
3,9
4,1
0,8
30
60
100
150
Бз
1 Каждая точка — среднее для трех образцов.
Состав: 0 31% С 0 38% )Цп, 0,30% Я, 0,036% 8 0 ° 021% Р, 1,12% Сг, 2,75% Ж
Р, 27" / Mo.
Со а 0 36% С, р 63% щп р 41% Я, 0,023% 8, 1,18% Сг. 1,67% Ю, 0,23% Мо,
0,023% P.
' В выводах автора это относится и к перлиту. Однако такому выводу, по нашему
мнению, поотиворечат собственные экспериментальные данные автора.
[~]я], в которых фактор прокаливаемости был изолирован от других за
счет того, что немартенситные продукты получались путем изотермичес-
кого разложения ау~енита при разных темпера урах. В случае разло-
жения аустенита при 350' ударная вязкость при комнатной температуре
после отпуска при 650' мало менялась с изменением количества продук-
тов этого разложения, а при температуре — ~0' слабо падала до 40—
50о/„немартенситных структур. Но ударная вязкость после высокого от-
пуска резко падала и при комнатной температуре у стали, в которой раз-
личное количество немартенситных продуктов при закалке было получе-
но путем выдерживания переохлажденного аустенита в течение различ-
ного времени при 630' и последующего охлаждения в воде.
Аналогичные результаты были получены в последнее время амери-
ка~нскими исследователями на сталях различной легированности. Так,.
например, на поперечных образцах, вырезанных из заготовки диаметром
175 мм, подвергнутой торцовой закалке, подтверждается [540] значитель-
ное падение предела текучести и предела прочности после высокого от-
пуска с удалением от охлаждаемого водою торца. Одновременно при
этом сильно повышается критическая температура хрупкости. В другой
работе [541] было установлено, что -10о/, немартенситных продуктов, в
особенности нижнего игольчатого троостита ', после высокого отпуска не
сказываются на характеристиках, определяемых, растяжением а удар-
ная вязкость при комнатной температуре и:при — 40' у низколегирован-
ных сталей понижается с повышением температуры, при которой был по-
лучен продукт разложения аустекита. Если же количество немартенсит-
ных продуктов составляло около 30о/р, то у всех исследованных сталей
предел текучести, предел прочности, сопротивление разрушению, удар-
ная вязкость, как п~ри — 40', так и при комнатной температуре, понижа-

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
лись в тем большей степени, чем менее легирована сталь и выше темпе-
ратура, при которой были получены немартенситные,продукты разложе-
ния аустенита. На коэффициент упрочнения количество и характер не-
мартенситных продуктов не влияли, а понижение сопротивления разру-
шению было следствием уменьшения предельной пластичности.
В настоящее время лишь некоторые исследователи [402] придержи-
ваются рекомендации вообще избегать получения при закалке (в случае
последующего высокого отпуска) немартенситных продуктов, даже ниж-
него игольчатого троостита. Сама по себе такая рекомендация, конечно,
не может быть названа неправильной, но, как мы видели, она в подавляю-
щем большинстве случаев нереальна.
Кроме того, в ряде исследований последних лет установлено, что стру-
ктура, состоящая почти полностью из «нижнего» игольчатого троостита
при очень малом количестве остаточного аустенита, ямея несколько мень-
шие значения предела текучести и предела прочности, обладает более вы-
сокими характеристиками пластичности и вязкости, чем структуры, по-
лучаемые после закалки на мартенсит и отпуска, особенно при низких
температурах. Поэтому «нижний» игольчатый троостит в,количестве 90—
100'/о не только допустим, но для изделий, применяющихся в низкоотпу-
щенном состоянии, может обеспечить одно из лучших сочетаний харак-
теристик прочности, пластичности и вязкости. В таких случаях обработка,
обеспечивающая получение почти 100'/О «нижнего» игольчатого троости-
та при очень малом количестве остаточного аустенита, даже предпочти-
тельнее, чем за~калка на мартенсит с соответствующи~м отпуском.
Ударная вязкость даже высокоотпущенной стали значительно пада-
ет, если в структуре после закалки, наряду с мартенситом, было получе-
но некоторое количество ф е р р и т а, располагающегося обычно по гра-
ницам зерен,,где начинается разложение аустенита. Такая структура, на-
блюдавшаяся автором и Л. П. Капп после закалки у хромокремнемар-
ганцовистой стали 35ХГСА, приведена на рис. 179 (феррит показан
стрелками) . Многочисленные практические наблюдения также свиде-
тельствуют о том, что наличие даже небольшого количества феррита в
высокоотпущенной стали вызывает падение ударной вязкости, особенно
заметное при пониженных температурах испытания.
Такое, влияние феррита мы уже,объясняли тем, что он,имеет сравни-
тельно низкое сопротивление отрыву вследствие разрушения по плоско-
стям спайности. В данном случае сопротивление феррита отрыву допол-
нительно понижается из-за сильного наклепа сжатием между зернами
более твердой и прочной структурной составляющей. В связи с этим
вредное влияние выделений феррита на ударную вязкость должно ска-
зываться особенно сильно в низкоотпущенной стали, где основная масса,
между зернами которой зажат феррит, представляет собою обладающий
весьма высокой твердостью и большим удельным объемом мартенсит.
Это и в действительности ~наблюдалось в ряде советских и иностранных
исследований [см. например, 232]. KBK мы уже отмечали, разрушение об-
разцов и мартенситно-ферритной структурой (как при динамических, так
и при статических испытаниях) также происходит обычно по ферриту,
как это видно, ~в частности, из рис. 180 [232].
Можно полагать, что наличие перлитно-ферритных структур должно
усиливать склонность стали к хрупкому разрушению и в том случае, ес-
ли они были получены не непосредственно при закалке, а в результате
разложения остаточного аустенита при высоком отпуске. Так, на стали
25ХНМА было показано [542], что в случае получения в ней после закал-
ки 8 — 9'/о остаточного аустенита ударная вязкость при комнатной тем-

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ CTAJIH
254
пературе после отпуска при 630' практически не понижалась. Критичес-
кая же температура хрупкости повышалась - на 80' по сравнению z той
же сталью, но в которой количество остаточного аустенита после закалки
не превышало 4о/о. Одновременно резко уменьшалась доля волокнистой
составляющей .в изломе с понижением температуры.
Рис. 179. Феррит (показан стрелками) в структуре за-
каленной хромокремнемарганцовистой стали 35XI C.
Х500
Получение при закалке стали немартенситных структур, что приво-
дит не только к падению ее ударной вязкости после отпуска, но и к тому,
что излом вместо волокнистого приобретает полностью или частично кри-
сталлическое строение, особенно нежелательно для некоторых изделий,
подверженных значительным динами-
ческим нагрузка~м, тем более, если они
должны работать и при пониженных
температурах. Ряд исследований [170[
позволяет заключить, что в легирован-
ных конструкционных сталях, в кото-
рых разложение аустенита в перлит-
ной области предотвращено, опас-
ность получения кристаллического
излома после высокого отпуска связа-
на с игольчатотрооститной прокаливае
мостью. Яля каждой стали при дан-
ных условиях ее термической обработ-
ки и испытания существует условная
«критическая скорость охлаждения»
v„, ниже которой появляется кристал-
лический излом, а также своя услов-
ная «критическая твмпература» t&l ;,
которой необходимо при закалке
охлаждать сталь со скоростью не ни-
же критической для того, чтобы предотвратить появление кристалличе-
ского излома после последующего. высокого отпуска. Значение критиче-
ской температуры зависит от условий испытания, в первую очередь от
гемпературы. При «мягких» условиях испытания /„лежит выше мар-

255
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
4. АНОМАЛИИ ИЗМЕНЕНИЯ УДАРНОЙ ВЯЗКОСТИ
И ПЛАСТИЧНОСТИ ПРИ ОТПУСКЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
Однозначное повышение ударной вязкости, а также, пластичности,
которого следует ожидать в результате разложения мартенсита при от-
пуске конструкционных сталей, главным образом легированных, может
быть нарушено а~номалиями, заключающимися в относительном падении
этих характер исти к.
В настоящее время известно несколько таких аномалий. Из них две,
представляющие общий интерес, мы будем называть основными. Другие
же аномалии наблюдаются в отдельных частных случаях, для которых
они и должны учитываться. Мы будем называть их частными анома-
лия|ми.
Первая из о с н о в н ы х аномалий наблюдается обычно при отпуске
в интервале температур 200 — 400'. В дальнейшем мы будем называть ее
необратимой хрупкостью, так как, будучи устранена отпуском при темпе-
ратуре выше -400', она может возникнуть снова только после повторе-
ния закалки. Аналогичная по своему проявлению и, по-видимому, по сво-
ей природе аномалия в некоторых сталях может иметь место при более
высоких температурах отпуска, чаще всего в интервале 450 — 550'. Ино-
гда ее называют необратимой хрупкостью второго вида.
Вторая о с н ов н а я,аномалия наблюдается в случае медленного ох-
лаждения стали с температуры отпуска, лежащей в интервале 450 — 650',
или продолжительной выдержки в этом интервале температур. В даль-
нейшем мы будем ее называть либо обратимой хрупкостью, либо отпуск-
ной хрупкостью. Пер~вое название опра~вдьгвается тем, что после устра-
нения при отпуске выше 650 эта аномал~ия возникает снова после мед-
тенсигной точки М; при «жестиих» условиях испытания она совпадает
с мартенситной точкой М.
Другими словами, чтобы при условиях, благоприятствующих хруп-
кому разрушению (например, при пониженной температуре), получить
волокнистый излом в стали, подвергавшейся высокому отпуску, необхо-
димо после закалки иметь чисто мартенситную структуру. При комнат-
ной же и более высокой температурах испытания можно получить волок-
нистый излом и в том случае, когда после закалки получается некоторое
количество «нижнего» игольчатого троостита. Следовательно, для каж-
дой стали должен существовать «критический диаметр», понимаемый
как диаметр заготовки, до которого при охлаждении,в заданной среде
еще получается после высокого отпуска волокнистый излом.
Очевидно, что для крупных поковок, обрабатываемых «на волокно»,
необходимо иметь сталь, легированную элементами, повышающими не
столько перлитную, сколько игольчатотрооститную цр окал иваемость.
С точки зрения получения волокнисто~го излома иногда оказывается по-
лезным, с целью увеличения устойчивости аустенита за счет более полно-
го растворения карбида~в, несколько повысить температуру закалки[170].
Однако в том случае, когда скорость охлаждения при закалке достаточ-
на для,подавления разложения аустенита и в перлитной и в промежуточ-
ной области даже при неполном растворении карбидов, предпочтитель-
нее и здесь нагревать сталь для закалки до более низкой температуры.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
256
ленного охлаждения или длительной выдержки в опасном интервале тем-
ператур. Под названием же отпускная хрупкость это я~вление описы-
вается во всей мировой литературе на протяжении десятков лет в огром-
ном количестве работ. Под этим же названием оно обычно фигурирует
и в заводской практике.
Ч а ст н ы е аномалии могут наблюдаться в разных интервалах тем-
ператур, в том числе и в таких, которые совпадают с интервалом обра-
тимой отпускной хрупкости, не будучи в то же время связаны с ней.
А. НЕОБРАТИМАЯ ХРУПКОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
Основное проявление необратимой хрупкости заключается в том, что
при среднем отпуске, а именно в интервале температур 200 — 400', удар-
ная вязкость, определяемая при комнатнои температуре, падает (рис.
181). Как установлено исследованиями, последних лет, и в данном случае
&lt
С
&l ;-
~Ь
ь ~60
ао
.л
л
'О
2g
Ь
&lt
л
©
93 ГОФ 315 42á Яв 648
e~nepamypa omnycwa, С
д 100 ЛО ЮО 400 300 680
7еипература ещраска,'С
Рис. 182. Изменение удар,ной вязкости
стали $АЕ1340 с темпе р атурой от-
пуска:
° — испытание при +20': О — то же при
+150'
Рис. 181. Схема измвнения удар-
ной вязкости закален~ной легиро-
ванной стали при отпуске
-речь идет о смещении вверх критической температуры хрупкости. Так, из
рис. 182 [5431 видно, что ударная вязкость, определенная при +150', не
дает описываемой аномалии. С другой стороны, относительное сужение,
которое при комнатной температуре не реагирует на процессы, вызываю-
щие необратимую х~рупкость, при температуре жидкого азота, как видно
из рис. 183 [544], дает такой же резко выраженный минимум, как и удар-
ная вязкость. Наконец, из рис. 184 [5461 можно видеть и прямое смещение
вверх критической температуры хрупкости у стали, отпущенной в облас-
ти необратимой хрупкости. То же наблюдается при увеличении продол-
жительности выдержки в этом интервале температур отпуска. Кинети-
ка этого явления аналогична таковой для процесса дисперсионного твер-
дения, т. е. при данной температуре отпуска ударная вязкость при неко-
торой продолжительности выдержки достигает мйнимума, а затем снова
повышается (см. рис. 198).
Необратимая хрупкость наблюдается и в нелегированной з а в еда-
м о конструкционной стали, но в которой могут содержаться остаточ-
ные элементы. Данных о влиянии легирующих элементов на необрати.
мую хрупкость пока еще.мало и они противоречивы. Обычно считают, что
хром и марганец, совместно или отдельно, способствуют развитию необ-
рати~мой хрупкости, тогда как молибден, вольфрам и ванадий практичес-
- ки на нее не влияют. Было, однако, показано [5481, чго последние элемен-

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
257
ты уменьшают падение удар~ной вязкости за счет измельчения зерна ста-
ли. А. Н. Цвиленев ' нашел, что молибден ~в количестве около 0,6% и до
0,90/о значительно уменьшает чувствительность к необратимой хрупко-
сти, по крайней мере стали с хромоникелевой основой. Относительно ро-
ли ни~келя м11ения также проти~воречивы. По одним данным .в стали, со-
держащей до 5о/о Ni,, не обнаруживается необратимой хрупкости. По
данным други~х,исследований и никель, особен~но в,присутствии ~повы-
шенного количества кремния, усиливает склон~ность стали к необрати-
мой хрупкости.
~ б0
5'0
6
Ь
~ OO
ь 30
~ 20
&l
4
Ю
0
-Ю5 -~ЭО -73 -18 38 93 750 2
~емтратура мспытаиия, ~С
80
О
~ ФО
Ь
20
93 204 ЗЮ 428 538 648
Твнлература отпуска, C
Рис. 183. Изменвние относителыного
сужения стали $АЕ1340 с темпе-
ратурой отпуска:
° — испытание при +20', О — то же, при
— 196
Рис. 184. Изменение ударной вязкости с
температурой испытания у стали
041'/о С, 0,91% Мп, 0,32% Si, 0,08ЩCr,
3,31% Ni и 0,008'/о Мо, отпущенной при
разных температурах
' Автореферат диссертации на соискание ученой степени канд. техн. наук, Ленин-
град, 1953.
Интересен установленный в некоторых исследованиях факт [547],
что введение в сталь около 0,05'/, Al уменьшает необратимую хрупкость,
а О,lо/, Al устраняет ее. В;исследовании А. Н. Цвиленева подтвердилось
положительное влияние алюм~иния только в количест~ве около 0,05%,
по-видимому, вслвдствие измельчения зерна. В~ведение в сталь до 0,14%
Al сказывалось, наоборот, отрицательно на необратимой хрупкости.
В опытах же Е. Н. Соколкова и др. [548] повышение содержания алюми-
ния до 0,16% уменьшало падение ударной вязкости хромоникелевой ста-
ли после отпуска в интервале температур 250 — 400'. Авторы также счи-
тают, что положительное влияние алюминия является результатом силь-
ного измельчения зерна, так как та же сталь без алюминия и с добавкой
0,03% и 0,15% Al, но,выплавлвнная в вакууме, была одинаково сильно
подвержена необратимой хрупкости. Возможно, что более согласован-
ные данные о влиянии алюминия были бы получены при определении
критической температуры хрупкости у стали с добавками и без добавоK
аЛЮМИНИЯ.
Более или менее установленным можно считать, что некоторые ле-
гирующие элементы сдвигают необратимую хрупкость в сторону более
высоких температур отпуска. Таковы, например, кремний и в меньшей
степени хром в небольших количествах, молибден, вольфрам, никель
(до 8%). Некоторые элементы иногда вызывают новое необратимое па-
дение ударной вязкости стали после отпуска при более высоких темпе-
ратурах, чаще всего в интервале 450 — 550'. К ним относятся марганец.

258
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ ~ТАЛИ
частично ныкель, карбидообразующие элементы, в том числе хром, при
содержании их в стали в повышенных количествах.
С повышением содержания углерода при одинаковом количестве ле-
гирующих элементов в стали эффект необратимой отпускной хрупкости
усиливается. Но склонность к необратимой хрупкости сохраняется и при
низком содержании углерода. В последнее время показано Б49], что и
легированный феррит с 0,015 — 0,02% С, закаленный с 1150 — 1250', под-
вержен необратимой хрупкости. Следует, правда, заметить, что почти во
всех изученных в этой работе случаях падение ударной вязкости сопро-
вождается заметным повышением твердости, как можно видеть из
рис. 185. Можно предполагать, что здесь играет знач|ительную роль и
процесс дисперсионного твердения за счет третичного цементита. Инте-
ресно, что и излом у «охрупченного» легированного феррита имел преи-
мущественно внутрикристаллический характер. Яля дальнейшего уточ-
нения природы необратимой хрупкости изучение чистого легированного
феррита несомненно интересно.
Ô7
из~
39
Рис. 185. Изменение ударной вязкости и
твердости у феррита с 0,016% С, 1,56% Si,
1,50% Мп и 1,02% Сг, закаленного с 1200'
в воде, прои отпуске. Продолжительность
отпуска 2 часа; охлаждение в воде
450 250 350 Ф50
Tewnepumypa оп~пуска, С
С. M. Баранов 1231] показал, что малан склонностью к необратимой
хрупкости обладают стали, выплавленные в основных печах, если крем-
ний вводился в ванну, предварительно раскисленную не кремнием, а за
счет углерода, алюминия, марганца. По его мнению, такой эффект объ-
ясняется понижением количества образующихся в стали поверхностно
активных силикатов. Нам кажется более правильным несколько иное
объяснение (см. стр. 283). Однако, независимо от физико-химической
сущности протекающих при этом процессов, опыты С. М. Баранова
представляют практический интерес как возможный способ уменьшения
необратимой отпускной хрупкости стали, и целесообразно изучить их
воспооизводимость в промышленных условиях.
Второй способ уменьшения необратимой хрупкости, впервые уст'а-
новленный В. Д. Садовским и его сотрудниками и позже подтвердивший-
ся в других исследованиях [546], заключается в изотермической закалке
на нижний игольчатый троостит. В новом исследовании В. Т. Бирюлин
и В. Д. Садовский 1см. 9 7] установили, что принципиально и при изо-
термической закалке в среде с температурой не выше 300' в стали, по-
видимому, протекают процессы, вызывающие необратимую хрупкость
(сопровождаемую межкристаллическим изломом), но развитие их очень
сильно замедлено,по сра~внению с теми же процессами при отпуске после
мартенситной закалки.
Было также показано, что падение пластичности при низких темпе-
ратурах, обусловленное необратимой хрупкостью, может быть частично
устранено наклепом со средними степенями деформации, сообщенным
стали при комнатной температуре (см. рис. 199). Несколько подробней

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
о способах уменьшения необратимой хрупкости будет сказано при рас-'
смотрении возможности использования среднего отпуска для получения
высокопрочной стали (см. стр. 322).
Б. ЧАСТНЫЕ АНОМАЛИИ ИЗМЕНЕНИЯ УДАРНОЯ ВЯЗКОСТИ ПРИ ОТПУСКЕ
1
Из аномалий, которые могут быть обусловлены отдельными частны-
ми процессами. В. Д. Садовским и др. 1207, 13] наблюдались две, В од-
ном случае падение ударной вязкости, как правило, сопровождается по-
вышением или по крайней мере замедлением падения твердости и ха-
рактеристик прочности. Это позволяет считать, что хрупкость здесь яв-
ляется обычным следствием упрочнения стали за счет дисперсионного
твердения. Если это так, то в зависимости от состава и свойств выделяю-
щейся фазы, падение ударной вязкости будет соответствовать разным
температурам отпуска, которые, в частности, могут совпадать и с тем-
пературами, при которых проявляется обратимая отпускная хрупкость..
Отсюда же следует, что этот вид хрупкости при отпуске должен наблю-
даться наиболее часто в стали, легированной элементами, образующими
стойкие карбиды. Степень падения ударной вязкости в этом случае дол-
жна усиливаться с повышением температуры закалки не только вслед-
ствие роста зерна, но и потому, что полнее переходит в раствор фаза,
вызывающая при последующем отпуске эффект дисперсионного тверде-
ния. бранная аномалия может, следовательно, представлять собой также
частный случай необратимой хрупкости второго вида или накладывать-
ся на последнюю.
Вторая аномалия изменения ударной вязкости при отпуске, которая
по температурному интервалу также может совпасть с обратимой от-
пускной хрупкостью, наблюдалась в случае получения при закалке рез-
ко повышенного количества остаточного аустенита [131, который значи-
тельно повышает ударную вязкость стали. Превращение же остаточного
аустенита при отпуске может выявлять хрупкость, ранее им же замаски-
рованную. Наиболее резко хрупкость этого вида проявлялась тогда, ког~
да при закалке имело место частичное разложение аустенита в верхней
части промежуточной области, что сопровождается в определенных ус-
ловиях увеличением количества остаточного аустенита до 20 — 30% и
более. Авторы охлаждали сталь 38ХМЮА после соляной ванны стемпе-
ратурой 425' в жидком азоте, при этом количество остаточного аустени-
та в стали уменьшалось с 25 — 30'% до 4 — 5%, и ударная вязкость в за-
каленном состоянии и после низкого отпуска снижалась. При дальней-
шем же повышении температуры отпуска у образцов, обработанных в
жидком азоте, ударная вязкость повышалась, тогда как у образцов',
охлаждавшихся после соляной ванны на воздухе, ударная вязкость из-
за превращения остаточного аустенита падала, и после высокого отпуска
она в обоих случаях была практически одинакова. Это-то падение удар-
ной вязкости у охлаждавшихся на воздухе образцов до значений, при-
сущих стали в случае отсутствия в ее структуре остаточного аустенита,
и создает представление об аномалии или новом виде хрупкости при
отпуске.
Если такое объяснение явления верно, то большого практического
значения оно не имеет. В самом деле, если при закалке крупных изделий
в некоторых слоях и будет получено большое количество остаточного
аустенита вследствие частичного разложения переохлажденного аусте-
нита в верхней части промежуточной области, то ударная, вязкость после
высокого отпуска только приблизится к тому ее значению, которое имс-

260
ЛЕГИРОВАНИЕ КОКСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
ют слои, закалившиеся на мартенсит с нормальным количеством оста-
точного аустенита. Следует все же иметь в виду, что эта аномалия, в от-
личие от обратимой отпускной хрупкости, не может быть устранена или
ослаблена за счет легирования стили, например молибденом. Наоборот,
молибден, вначале уменьшающий устойчивость переохлажденного ау-
стенита в промежуточной области, может даже способствовать появле-
нию этой аномалии.
В новом исследовании Д. М. Померанц и В. В. Скотников [см. 917]
также наблюдали падение или замедление подъема ударной вязкости
при отпуске и районе 350 — 550' у некоторых сталей, изотермически зака-
ленных при температурах верхней части промежуточной области. Одна-
ко они не нашли прямой связи между этим явлением и изменением ко-
личества остаточного аустенита при отпуске. По их мнению, это падение
ударной вязкости связано с отпуском обогащенного аустенито-~мартен-
сита, являющегося распределенной фазой. Практически оно может, сле-
довательно, сказаться в случае частичного разложения аустенита в верх-
ней части промежуточной области при закалке.
06е частичные аномалии из~менения ударной вязкости,при отпуске
также носят необратимый характер. Одна~ко существенное их отличие от
необратимой отпускной хрупкости заключается в том, что они сопро-
вождаются, как правило, внутрикристаллическим, а не межкристалли-
ческим изломом.
В. ОБРАТИМАЯ ХРУПКОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ (ОТПУСКНАЯ ХРУПКОСТЬ)
Явление отпускной хрупкости в том виде, в каком оно наблюдалось
впервые на хромоникелевой стали свыше полувека назад, заключается
в том, что при медленном охлаждении после высокого отпуска в процес-
се улучшения ударная вязкость легированных конструкционных сталей
сильно понижается, тогда как после быстрого охлаждения с температу-
ры отпуска сталь приобретает нормальную для нее вязкость. Падение
ударной вязкости после медленного охлаждения не сопровождается
изменением важнейших физических и других механических свойств ста-
ли. Позднее было установлено, что присадка к стали до 0,5% Мо или до
1'o/0 W устраняет отпускную хрупкость. С тех пор отпускная хрупкость
конструкционной стали была многократно и весьма подробно исследо-
вана '. Несмотря на это, более или менее достоверно установлены толь-
ко форма проявления и влияние важнейших факторов на протекание
отпускной хрупкости, хотя и по этим вопросам данные еще противоре-
чивы. Природа же процесса до сих пор еще не установлена, хотя по это-
му поводу было, высказано много интересных предположений.
Решающую роль в развитии процесса отпускной хрупкости играет
продолжительность выдержки в определенном интервале температур
отпуска (зоне хрупкости). Аналогичные явления наблюдаются и в слу-
чае, если сталь была предварительно высоко о~пущена, обычно при 650',
с быстрым охлаждением (т. е. в ней прошли все структурные процессы,
связанные с разложением аустенита и мартенсита), а затем выдержана
в течение длительного времени в опасном интервале температур. Только
абсолютная величина ударной вязкости в этом случае обычно несколько
выше, чем у стали, отпускавшейся только в зоне хрупкости [550]. Это ис-
пользуется для разделения процессов собственно отпуска и отпускной
' Подробнее об отпускной хрупкости смотри монографию Г. В. Курдюмова и
Р. И. Энтина [221], а также дискуссию в журнале «Металловедение и обработка ме-
таллов», 1956 — 57 гг.
Ю

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
261
хрупкости и изучения последней в чистом виде. С другой стороны, оно
имеет и важное практическое значение, например в тех случаях, когда
изделие после отпуска подвергается правке с последующим повторным
отпуском, сварке и т. п.
Рядом работ установлено, что процессы, вызывающие отпускную
хрупкость, совершаются при длительной выдержке в опасном интервале
температур и в нормализованной, а,при некоторых составах и в отожжен-
ной стали, причем у последней эти процессы так же обратимы, как у
закаленной и отпущенной. Поэтому для сталей, чувствительных к от-
пускной х~рупкости, рекомендуется,и при отжиге охлаждение от -650'
проводить ускоренно, если понижение ударной вязкости недопустимо.
Имеется много оснований полагать, что явление так называемой тепло-
вой хрупкости (см. стр. 536), заключающейся в понижении ударной
вязкости стали вследствие длительной работы ее под нагрузкой ил~и
без нагрузки при 350 — 575', аналогично отпускной хрупкости по своей
природе.
Как это было впервые показано Н. Н. Яавиденковым и др. [5511,
отпускная хрупкость сказывается в смещении вверх критической темпе-
ратуры хладноломкости. Поэтому правильное представление о процессе
и характере влияния на него разных факторов состава и обработки мож-
но получить только испытаниями ударной вязкости при разных темпера-
турах. В стали, у которой ударная вязкость при комнатной температуре
в результате длительной выдержки в критическом интервале температур
не изменяется, может обнаружиться значительное падение ударной вяз-
кости при температурах ниже 0'. В частности, методом ударных испы-
таний при низких температурах была обнаружена 1221, 552, 553 и др.]
склонность к отпускной хрупкости и у углеродистых сталей. Для хромо-
никелевой стали это положение иллюстрируется - кривыми рис. 186
0
-200-460-420 -80 -4д О Фд 80 ~20 ЮР 200
Температура цсаытания, 'С
Рис. 186. Изменение ударной вязкости с температу-
рой испытания у стали с 0,12% С, 0,50/о Мп, 0,30/О
Si, 15/о Сг и 35/0 Ni, производственные плавки:
О — медленное охлаждение после отпуска при 600', ф — то
же, быстрое
1552], из которых видно, что охлаждение с 600' со скоростью 25' С/час
сместило критическую температуру хрупкости вверх - на 200' по срав-
нению с охлаждением с 600' в масле. На рис. 187 [230] приведен пример
стали 25ХН4М, у которой ударная вязкость при комнатной температур»
после быстрого и медленного охлаждения с температуры отпуска оди-
накова, но сильно падает у медленно охлажденных образцов при низких
температурах испытания.
Важно подчеркнуть, что наиболее надежной количественной харак-
теристикой влияния того или иного фактора на склонность стали к от-
пускной хрупкости может служить только степень смещения вверх ее

262
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
критической температуры хрупкости. С учетом этого критерия законо-
мерности влияния некоторых факторов, установленные ранее путем оп-
ределения ударной вязкости при комнатной температуре, могут быть
пересмотрены или уточнены. Однако в литературе последнего времени
иногда встречаются данные, оспаривающие влияние какого-нибудь фак-
тора на том основании, что ударная вязкость определялась авторами не
при комнатной, а при низкой температуре, например — 60 или — 80'. Та-
кие рассуждения могут быть в равной мере ошибочны, как и выводы, ос-
нованные на значениях ударной вязкости при комнатной температуре.
Так, например, сравнение ударной вязкости при — 120' на рис. 186 мо-
жет привести к такому же ложному выводу об отсутствии отпускной
хрупкости у этой стали, как и сопоставление значений этой характери-
,стики при +160'. В данном случае испытание при комнатной температу-
ре способно даже резче, чем при любых других, выявить отпускную
хрупкость.
26
2Ф
22
& t;
18
щ Ю
~С
у 12
~ ~0
8
+20о 0 —,@о-що-~уо-ВО~
Tewnepumypu, 'С
Л
10
е кин
":Ю
7
~ б'
„Х
Зиса
%Р
ф
3
30 32 34' 36 38 Ю 4i' 4Ф
Т®рдос~ь Я~
Рис. 188. Влияние продолжи-
тельности отпуска при одина-
ковой твердости на ударную
вязкость стали с 0,31% С,
ОЯ5о/о Мп, 0,90'/о Si, 0,84% Сг
и 0,028'lо P
Рис. 187. Изменение удар-
ной вязкости с температу-
рой испытания у стали
25ХН4М (0,21о/оС, 0,85'/о
Cr, 4,15о/о Ni, 0,13'/о Mo):
быстрое охлаждение после
отпуска; — — — — то же, мед-
ленное
Вместе с тем следует от~метить, что возможны и такие, случаи, когда
одно только изменение значения критической температуры хрупкости у
медленно охлажденной после отпуска стали по сравнению с быстро ох-
лажденной без привлечения других методов исследования может приве-
сти к неправильному суждению о склонности данной стали к отпускной
хрупкости. Так, Н. В. казакова и Н. В. К;оролева показали [см. 917], что
с увеличением количества продуктов частичного разложения аустенита
в верхней части промежуточной области критические температуры хруп-
кости медленно и быстро охлажденной после отпуска стали сближаются
и в некоторых случаях могут совпадать, т. е. сталь становится нечув-
ствительной к скорости охлаждения после отпуска. Между тем изучение
при помощи оптического и электронного микроскопа показывает, что
процессы, вызывающие отпускную хрупкость (выделение фазы на гра-
ницах зерен), и в этом случае протекает приблизительно в такой же сте-
пени, как и после закалки на мартенсит, но их влияние перекрывается
охрупчивающим действием продуктов промежуточного разложения
аустенита.
1(инетика развития отпускной хрупкости внешне напоминает влия-
ние продолжительности выдержки при отпуске сплавов для дисперсион-
ного твердения. Ниже и выше определенной температуры процесс не
идет, и кривая ударной вязкости превращается в прямую линию. Отсю-

263
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
Таблица 19
Влияние условий отпуска на механические свойства стали хромансил*.
Закалка с 870 вЂ 8'
Условия отпуска
а,
кг/мм2
а
$
кг/мм'
температура
с
выдер
MHH
%
47,5
56,0
52,0
5S,О
57,0
58,0
114,0
113,0
113,0
98,0
96,0
92,0
135,0
130,0
124,0
115,0
107,0
105,0
400
470
450
520
520
570
180
5
180
5
180
5
11,6
13,5
13,0
15,0
15,5
16,8
119,0
116,0
114,0
105,0
98,0
95,5
' Сталь того же состава. что и на рис. 188.
да следует, что для мелких изделий можно за счет уменьшения продол-
жительности выдержки при отпуске уменьшить и отпускную хрупкость.
При этом необходимо, однако, для получения заданных значений проч-
ности соответственно повысить температуру отпуска. Из рис. 188 [2221
для стали хромансил типа ЗОХГС видно, что при одинаковой твердости
ударная вязкость после кратковременного отпуска на 45 — 50% выше,
чем после длительного отпуска при более низкой температуре. Как мож-
но видеть из табл. 19 для той же стали, после кратковременного отпуска
при более высокой температуре несколько увеличивается также удлине-
ние и сужение. Необходимо, однако, иметь в виду, что слишком кратко-
временный отпуск при температурах ниже 500' недостаточно снимает
остаточные напряжения.
На рис. 189 [555] представлены (в полулогарнфмических координа-
тах) изотермы ударной вязкости при 500' для четырех весьма чувстви-
тельных к отпускной хрупкости ста-
1~
лей. Мы видим, что во всех случаях
при превышении определенной про- ~ ЗУХ
должительн ости выдержки ударная
~э
вязкость снова повышается. У некото- " 1о
рых сталей после весьма длительной ~ g
выдержки она может достигнуть и ис- - ~~®~ . ®~~~
6
ходных значений. Характер кинети- ~ з~хбг
ческой кривой одинаков для всех ста-
лей, в том числе и для легированных
Пос~е
молибденом или вольфрамом. улучшениф Продолжигаельносгил
Таким образом, молибден и воль- Уыд~ржки, ча~ы
фрам не устраняют отпускной хруп- Рва 189. влияние продолжительноств
кости, а только сильно ослабляют ее, выдержки при 5оо' на ударную вяз-
замедляя протекание в стали обуслов-
кость
ливающих ее процессов.
Медленное охлаждение стали после отпуска влияет в том же на-
правлении, что и увеличение продолжительности выдержки ее в зоне
хрупкости. Поэтому значительное повышение ударной вязкости у чувст-
вительной к отпускной хрупкости стали может наблюдаться и после очень
медленного охлаждения. С другой стороны, при наличии ряда неблаго-
приятных факторов — состава, обработки, выплавки и др.— минимум на
изотерме может оказаться сдвинутым влево настолько, что и при обыч-

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
а, кгм/см2
/~ '
Г2~ х&lt
Условия охлаждения после отпуска
14,3
13,2
10,0
14,6
14,2
12,5
9,5
3,5
13,5 '
воде .
В
В масле
На воздухе
С печью со скоростью 50 — 60' С/час
В ванне с температурой 300'
* Состав стали Г2: 0,74% С, 1,97% Мп. Состав стали Х4Н: О,ЗУ/е С, 1,38% Gr, 3.1'/ю Nl.
Из сказанного о температурном интервале хрупкости следует так-
же, что необходимо избегать нагрева при 500', например при горячей
правке деталей или для снятия напряжений после холодной правки, осо-
бенно, если сталь сильно восприимчива к отпускной хрупкости, а обра-
' С. Ф. Ю р ь ев. Металловедение и обработка металлов, ¹ 10, 1956, стр. 37.
ном охлаждении изделий, особенно крупного сечения,,отпускную хруп-
кость приобретает сталь, нормально к ней мало чувствительная, напри-
мер легированная молибденом.
Роль медленного охлаждения заключается в том, что при этом уве-
личивается продолжительность пребывания стали в зоне хрупкости.
Поэтому для стали, выдержанной достаточно длительное время при не-
которой температуре, лежащей в зоне отпускной хрупкости, скорость
последующего охлаждения пр актически не должна иметь значения.
В последнее время сообщается ', однако, что и в этом случае быстрое
охлаждение ослабляет развитие отпускной хрупкости.
Для подавляющего большинства сталей отпускная хрупкость раз-
вивается в интервале температур 450 вЂ 6'. Однако наиболее интенсив-
но процесс идет обычно,при 500 — 550'. Поэтому при изучении отпускной
хрупкости чаще всего обрабатывают сталь при этой температуре. Отсю-
да следует, что сталь, подверженная отпускной хрупкости и быстро ох-
лажденная после отпуска (в масле или в воде) для устранения послед-
ней, может быть нагрета вторично для снятия напряжений,не выше 400
или, в крайнем случае, 450'. Такой же эффект, естественно, может быть
получен, если непосредственно после отпуска охладить сталь быстро до
400', а затем медленно. Однако исследования показывают [224], что да-
же при 400 напряжения снимаются только частично. Это необходимо
особенно иметь в виду в случае применения указанного выше кратко-
временного отпуска,при температурах н~иже 500'.
Между тем остаточные напряжения, получаемые в стали в резуль-
тате быстрого охлаждения после отпуска, могут достигать значительных
величин [224]. Это вызывает значительное коробление изделий при по-
следующей механической обработке, что для деталей неблагоприятной
формы, например с большим отношением длины к диаметру, не позволя-
ет применять сталь, подверженную отпускной хрупкости. В частности,
автор встретился с таким явлением на некоторых длинных деталях, из-
готовленных из хромокремнемарганцовистой стали типа ЗОХГС, обла-
дающей значительной чувствительностью к отпускной хрупкости.
Г. В. ](урдюмов u P. И. Энтин [313] показали, что при охлаждении
стали после высокого отпуска в ванне с температурой 300 напряжения
1 рода были ничтожно малы и в таких образцах, в которых после охлаж-
дения в масле они составляли около 25 кг/мм'. Ударная же вязкость в
этом случае не уступала значениям ее, получающимся после охлажде-
ния в воде, как это видно из следующих цифр:

УДАРНАЯ ВЯЗКОСГЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
265
батываемые заготовки имеют крупное сечение, вследствие чего они на-
ходятся в зоне 500 — 550' весьма длительное время.
В связи с нагревом после правки, к которой приходится иногда при-
бегать, большой интерес представляет влияние предварительной пласти-
ческой деформации на отпускную хрупкость. По некоторым данным [221]
слабый наклеп, со степенью обжатия около 5'/О, несколько ускоряет
развитие отпускной хрупкости. При значительных же степенях обжа-
тия предварительный наклеп (и, по данным С. Ф. Юрьева, сообщенный
непосредственно,при температуре отпуска), наоборот, замедляет процес-
сы, приводящие к отпускной хрупкости. Наклеп стали после того, как
она приобрела вследствие неблагоприятной обработки отпускную хруп-
кость, по всем данным повышает ее ударную вязкость.
Влияние температуры и длительности первого отпуска на развитие
отпускной хрупкости еще не выяснены полностью. Рядом исследователей
установлено [41, 188, 556], что повышение температуры первого отпуска
до 650', а по некоторым данным и до 680', заметно повышает вязкость
после второго отпуска при опасной температуре. Особенно сильно замед-
ляется процесс развития отпускной хрупкости в случае, если первый от-
пуск при 650' был длительным или многократным [221]. Из этих данных
следует, что при определенных условиях длительный или многократный
предварительный отпуск при 650' можно использовать для ослабления
отпускной хрупкости, что особенно важно в тех случаях, когда из эко-
номических или иных соображений сталь нельзя легировать молибденом.
Такая обработка может быть шире использована, если в сталь ввести
добавки, например ванадия, повышающие устойчивость мартенсита про-
тив отпуска и, следовательно, позволяющие получать достаточную проч-
ность при высоких температурах отпуска.
С другой стороны, в некоторых новых работах [558, 559] показано,
что замедление падения ударной вязкости при отпуске в опасном интер-
вале температур в результате предварительного длительного отпуска
при 650 или 700' в основном является следствием не устранения причи-
ны отпускной хрупкости, а значительного понижения твердости и проч-
ности стали. Правда, авторы определяли ударную вязкость только при
одной температуре: либо при — 60' [558], что, как отмечалось выше, не
всегда правильно, либо при комнатной температуре [559]. Однако в ра-
боте [559] было установлено, что у стали, выдержанной достаточно долго
ири 530', излом, полученный при — 190', был хрупкий межкристалличе-
ский. Следовательно, этот вопрос требует еще дальнейшего выяснения.
Повышение температуры закалки усиливает восприимчивость стали
к отпускной хрупкости, очевидно, вследствие укрупнения зерна. ](ак
можно видеть из рис. 190 [557], закалка с 1200', после которой сталь
имела зерно № 1, привела и у вязкой разновидности к значительному
повышению критической температуры хрупкости по сравнению с закал-
кой с 860', когда размер зерна соответствовал № 7 (рис. 190, кривые
1 и 2). После длительной выдержки при 500', в результате которой раз-
вилась отпускная хрупкость, критическая температура сместилась вверх
у крупнозернистой стали (закаленной с более высокой температуры)
приблизительно в два раза сильней, чем у мелкозернистой. В некоторых
исследованиях [209, 221 и др.] отрицательное влияние высокой темпера-
туры закалки сказывалось и на стали, легированной молибденом.
Главным фактором, определяющим склонность и степень чувстви-
тельности стали к отпускной хрупкости, является ее химический состав.
Вредное влияние пр им е сей мажино видеть из сопоставления кривых
рис. 186 для стали производственной выплавки с кривыми рис. 191 [552].

265
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
Последние относятся к хромоникелевой стали такого же состава, что и
на рис. 186, но выплавленной в среде гелия 99,99% чистоты (примесь
0,01% азота) с применением электролитического железа и шихтовых ма-
териалов высокой чистоты. В этой стали содержались минимальные ко-
личества (в большинстве случаев близкие к нулю) остаточных элемен-
тов и обычных примесей и газов; в частности, содержание фосфора в ней
было примерно в 10 раз меньше обычного. Сравнение показывает, что у
этой стали процессы, вызывающие отпускную хрупкость, сместили вверх
критическую температуру хрупкости на -100' вместо -200' у производ-
ственной плавки.
240
~ 200
g" ~2Þ
~ 80
Ь
~ ~о
6
Ь
47
-200 -160 -120 -80 -40 0 40 80
Теиперагпура испыгпаная, ~~
Ф
-Щ 0 80 ЮО
Температура испытани&a
Ор
Рис. 190. Влияние высокой
температуры закалии на поло-
жение критической температу-
ры хрупкости стали 35ХГ после
улучшения и дополнительного
нагрева до 500'.
1 — закалка с 860 (1 час) в мас-
ле + отпуск 2 часа при 650о, охла-
ждение в воде; 2 — закалка с
1200' (0,5 часа) в масле + отпуск
2 часа при 650, охлаждение в во-
де, '3 — закалка с 860О в масле,
отпуск при 650', охлаждение в во-
де и выдержка 50 час. при 500О; 4—
закалка с 120(P в масле, отпуск
при 650о и выдержка 50 час. при
50(P
Рис. 191. Изменение ударной вязкости с
температурой испытания у стали с 0,10%
С, 0,5% Мп, 1,5"/о (л и 3,5/о Ni; сталь вы-
сокой чистоты (ср. с рис. 186):
О — медленное охлаждение после отпуск» прн
600', ° — то же, быстрое
Влияние у г л е р о д а на склон-
ность углеродистой стали к отпуск-
ной хрупкости зависит от количест-
ва содержащегося в ней фосфора.
При содержании фосфора около
0,002% углерод усиливает чувстви-
тельность стали к отпускной хрупкости приблизительно до 0,1% и за-
тем его вл~~ияние прекращается [552]. В стал~и же с нормальным содержа-
нием фосфора углерод сказывается и при более высоких содержаниях.
Но в этом случае отпускная хрупкость углеродистой стали, как уста-
новлено недавно [553], является «необратимой» в том смысле, что она
не устраняется при отпуске даже до 680' с нормальной выдержкой, не-
зависимо от скорости последующего охлаждения. Повышение темпера-
туры отпуска от 450 до 680 — 700' лишь усиливает отпускную хрупкость.
Только весьма кратковременный нагрев (порядка 5 — 15 — 30 сек.) при
температуре выше 500', достижимый,при,высокочастотном электроот-
пуске, предотвр ащает возникновение отпускной хрупкости. Очевидно,
процесс, вызывающий хрупкость, здесь протекает с большой скоростью,
так что при нормальной продолжительности нагрева он не может быть
подавлен. Вероятно, вследствие трудности предотвращения процесса
при обычном нагреве углеродистая сталь оказывается относительно

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
267
Таблица 20
Влияние никеля, марганца и хрома на склонность стали к отпускной хрупкости
Мп
Сг
Ni
т,, -С
после
охлаждения
с 600
т,, с,
после
охлаждения
с 600'
Т, 'С, после
охлаждения
с 6()0'
Химический
состав, %
Химический
состав, %
Химический
состав, %
В
масле
с
печью
С
печью
В
масле
С
печью
В
масле
Cr
Мп
Ni
+5
— 70
— 90
— 95
— 95
— 80
— 80
+5
— 45
— 60
— 60
— 35
+-1О
+35
0,0
0,75
1,5
2,0
3,0
4,0
5,0
+5
— 60
— 90
— 95
— 95
— 80
— 80
+5
— 45
— 60
— 35
+40
+95
+80
0,17
0,15
0,23
0,18
0,19
0,17
0,20
0,17
0,20
0,22
О,23
0,21
О,22
0,21
0,0
0,6
1,2
2,1
3,2
4,0
5,3
+5
+15
— 20
— 60
— 55
— 85
— 115
0,0
1,1
2,2
3,1
4,2
6,1
8,0
0,17
0,17
0,20
0,18
0,18
0,16
0,18
+5
+15
— 20
— 60
— 75
— 100
— 130
В частности, из данных [552] следует, что хром один при -0,002% P
не вызывает отпускной хрупкости и при более высоком его. одержании,
чем указанные в табл. 20, а именно до -10%. 1~онечно, не исключается,
что при известном стечении обстоятельств, например повышенном со-
держании примесей, особенно фосфора, остаточных элементов, газов,
повышенной температуры закалки и т. п., хромистая сталь, содержащая
всего около 1% CI, может оказаться склонной к отпускной хрупкости.
Такие случаи мы наблюдали на отдельных производственных плавках
стали типа 40Х. По другим сообщениям [552, дискуссия], после выдерж-
ки при 500' в течение 670 час. хрупкой становилась сталь, содержащая
около 3% Cr.
хрупкой при всех условиях отпуска, а это создает представление, что
она не восприимчива к отпускной хрупкости, особенно если не приме-
.нять жестких условий испытания.
В легированной стали роль углерода, по-видимому, второстепенная.
Это подтверждается рядом исследований, в которых было установлено,
что и легированный феррит соответственного состава проявляет боль-
шую склонность к отпускной хрупкости. Имеющийся опытный материал
показывает, что влияние углерода в этом направлении сравнительно не-
большое и не регулярное. По одним данным он усиливает, по другим
уменьшает склонность легированной стали к отпускной хрупкости, а в
некоторых исследованиях вообще не было установлено заметного его
влияния. Чаще всего' наблюдается все же некоторое усиление склонности
стали к отпускной хрупкости с повышением содержания в ней углерода.
Что касается легирующих элементов, влияние которых до
сНх пор изучено, то, присутствуя в стали каждый B отдельности, они ли-
бо вовсе не способствуют возникновению в ней отпускной хрупкости,
либо сообщают ей склонность к этому пороку только при высоком их
содержании, обычно в таких количествах, которые в конструкционной
стали уже не применяются. В качестве примера в табл. 20 [552] показа-
но влияние никеля, марганца и хрома в отдельности на критическую
температуру хрупкости Т„(в данном случае температура, при которой
ударная вязкость падает на 50%) очень чистой от примесей стали после
охлаждения с температуры отпуска 600 в масле и в печи со скоростью
25' С/час.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
Влияние марганца при повышенном его содержании в стали
(табл. 20), ло-видимому, вообще не самостоятельное, а заключается в
том, что он «активизирует» в этом отношении фосфор.
Не сообщают стали отпускной хрупкости, присутствуя в ней одни,
такие элементы, как кремний, алюминий, медь, ванадий, титан и др.
В работе [560] было показано, что молибден в количестве 2,1'% и воль-
фрам в количестве 3,8'/р, присутствуя в стали с -0,1% С без других до-
бавок, вызывают в ней заметную отпускную хрупкость. Этот факт не
противоречит высказываемому нами ниже предположению о природе
влияния молибдена и вольфрама в стали, легированной другиии эле-
ментами. Все же необходимо еще проверить — не сказалось ли в дан-
ном случае обычное дисперсионное твердение за счет выделения спе-
циальных карбидов или содержавшиеся в стали примеси.
Рис. 192. Влияние марганца
на критическую температуру
хрупкости хромистой стали в
состоянии отпускной хрупкости
(0,2%С, 3% Cr)
0
0
Присутствуя в стали одновременно, мнопие элементы усиливают
действие друг друга на ее склонность к отпускной хрупкости. Большая
подверженность отпускной хрупкости хромоникелевой стали при таких
содержаниях хрома и никеля, при которых каждый из них в отдельности
не сказывается, является классическим примером взаимно усиливающе-
го влияния легирующих элементов.
Еще сильнее, чем никель, на склонность хромистой стали к отпуск-
ной хрупкости влияет марганец. В качестве иллюстрации на рис. 192,
построен~нам нами по данным [552], показано повышение~критической тем-
пературы хрупкости Т„у стали с -0,2'% С и 3% Cr по мере добавле-
ния к ней марганца. Марганец сообщает также никелевой стали склон-
ность к отпускной хрупкости и усиливает процессы, вызывающие это
явление в хромоникелевой стали, как можно видеть из табл. 21 [552].
Из этой таблицы видно сильное влияние хрома в стали, содержа-
щей 3,5% Ni и 0,4'% Мп, а также очень малая роль углерода по сравне-
нию с ролью марганца в никелевой стали.
К числу элементов, усиливающих склонность хромистой стали к от-
пускной хрупкости, кроме никеля и марганца, относятся также кремний,
алюминий, медь, ванадий, титан, ниобий, фосфор, сурьма, бор. Анало-
гичное влияние они оказывают на чувствительность к отпускной хрупко-
сти сложнолегированных сталей — хромоникелевой, хромомарганце-
ВОЙ И Т. П.
Некоторые элементы оказывают настолько слабое влияние,на склон-
ность стали к отпускной хрупкости, что, как правило, с ним можно не
считаться. Такие элементы, в зависимости от ряда других обстоятельств,
могут и усиливать и ослаблять эффект отпускной хрупкости, но во всех
случаях их влияние относительно мало. Сюда можно отнести азот, серу,

269
УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
Табл и ца 21
Влияние марганца на склонность никелевой и хромоникелевой стали
к отпускной хрупкости
Т„, 'С, после
охлаждения с 600'
Т„, С, после
охлаждения с 600'
Химический состав
%
Химический состав, %
Ni
Мп
Cr
Мп
Ni
с печью
с печью
в масле
в масле
3,5
3,5
3,6
3,6
3,5
3,5
3,6
3,5
3,5
3,5
3,5
3,5
3,4
3,3
0,08
0,12
0,10
0,11
0,18
0,40
Р,48
0,2
0,4
0,6
1,0
0,4
0,4
1,7
— 80
— 100
— 105
— 1!0
— 80
— 70
— 45
1,5
1 4
1,5
1,5
0
1,1
2,0
— 180
— 100
— 160
— 135
— 100
— 80
— 70
— 150
— 65
— 30
0
— 100
— 60
-+1О
0,12
0,08
0,10
0,08
0,12
0,12
0,11
0
0,2
0,5
0,7
0,4
0,4
0,4
— 80
— 100
— 85
— 90
— 80
— 70
+80
а, . кгпв/сл'
после допол-
нительного
50-часового
нагрева при
500
Коэффициент
чувствитель-
ности к от-
пускной
хрупкости
Содержание
дополнитель-
ных элементов
в стали 35ХН
после
улучшения
12,3
12,9
12,8
12,2
0,14у, Т1
0'40% Nb
0,'16~~ V
Нет
2,7
2,3
2,0
1,7
4,6
5,6
6,5
7,0
К элементам, наиболее сильно и надежно ослабляющим чувстви-
тельность стали к отпускной хрупкости, относятся вольфрам и особенно
молибден. Молибден и вольфрам, однако, не устраняют отпускную хруп-
кость, а влияют только на кинетику процесса, сильно замедляя его.
В случае длительной выдержки для легированной молибденом хромони-
келевой стали, как и для безмолибденовой, существует критический ин-
тервал температур, в котором развивается хрупкость.
Количество моЛибдена в стали, необходимое для практического
устранения отпускной хрупкости, доходит до -0,5'%. Количество вольф-
рама для этой цели, если его выразить в атомных процентах, приблизи-
тельно такое же, т. е. до 1% (вес.). Среднее содержание этих элементов,
достаточное для уменьшения чувствительности стали к отпускной хруп-
кости в нормальных, наиболее часто встречающихся условиях, составля-
ет 0,20 — 0,30'% Мо или 0,6 — 0,8% W, хотя в отдельных случаях для этой
цели достаточно уже 0,4% W.
Следует отметить два важных с,точки зрения теории явления об-
стоятельства: 1) установлено о п т и м а л ь н о е содержание молибдена,
составляющее 0,4 — 0,6% (41, 188, 555], и волыфрама 1,5% [555]. При
более высоком содержании этих элементов чувствительность стали к от-
кобальт, мышьяк. Относительно ниобия одно время существовало мне-
ние, что он сильно уменьшает склонность стали к отпускной хрупкости,
уподобляясь в этом отношении молибдену. Однако мы не обнаружили
положительного влияния ниобия при очень малом его количестве, а при
значительном содержании в стали его влияние было отрицательным.
Не было установлено заметного влияния ниобия на отпускную хрупкость
и в некоторых исследованиях, опубликованных в последнее время 1554],
а в других [555] было найдено отрицательное влияние этого элемента,
подобное влиянию ванадия и титана, что иллюстрируется следующими
цифровыми данными:

270
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
пускной хрупкости усиливается; 2) уменьшая эффект отпускной хрупко-
сти,в самых разнообразных сталях — хромистых, хромоникелевых, хро-
момарганцевых, хромокрем~немар~ганцевых и др., —. молибден практиче-
ски не влияет на отпускную хрупкость стали, легированной только
марганцем. Это иллюстрируется следующим примером [41] для стали с
0,26% С, 2,85'% Мп и 0,33% Мо. После закалки с 800' в воде и отпуска
при 630' с охлаждением в масле ударная вязкость этой стали сосгавляла
16,5 кгм/см~. Охлаждение же с печью после отпуска при 630' понизило
ее ударную вязкость до 7,2 кгм/см'. Существенное развитие отпускной
хрупкости наблюдалось и у стали с 0,32% С, 0,16% Si, 1,55% Мп и
0,32% Мо после, продолжительной ~выдержки при 450' (561]. Это позво-
ляет предполагать, что приро-
50 да отпускной хрупкости в ста-
ли, легированной одним лишь
&l ;4
О
марганцем, иная.
49,
Ъ О О
Введение молибдена или
а вольфрама в сталь может ока-
О заться недостаточно эффект-
О
ным или в~овсе не эффектив-
х к ° ным при наличии факторов,
9 0 о сильно способствующих раз-
Х Х
витию отпускной хрупкости.
о Примером может служить
О
упомянутая выше возмож-
ность проявления отпускной
/О х хрупкости у легированной мо-
либденом стали, закаленной с
высоких температур. В случае
закалки стали с весьма высо-
иих температур эффект от вве-
Собержаюио Р, '©
дения мол~ибдена и вольфрама
может, по-видимому, стать и
отрицательны~м.
Среди факторов, которые
могут ослабить или парализовать положительное влияние молибдена z
вольфрама, одно из первых мест принадлежит содержанию в стали фос-
фора. Вредное влияние фосфора, как это видно из рис. 193 по результа-
там статистической обработки большого количества плавок [2171, выра-
жено настолько сильно даже в пределах марочного содержания его ~
стали, что ряд ~исследователей [см. 41] приписывает фосфору решающую
роль в развитии отпускной хрупкости, в частности в хромоникелевой
и хромоникельмолибденовой стали. Эти исследователи полагают, что и.
при нормальном общем содержании фосфора в стали'в отдельных участ-
ках количество его за счет ликвации может оказаться значительно
больше. С этой точки зрения обычно объясняют также наблюдающееся
положительное влияние диффузионного отжига, полагая, что такой от-
жиг устраняет ликвацию фосфора.
Уже давно обратили внимание 1562] на связь между содержанием;
в стали фосфора и марганца, что выражается в усилении марганцем
влияния фосфора, в частности, в никелевой и хромоникелевой стали.
Последующие исследования и практические наблюдения подтверждают
наличие такой связи. Имеются данные о том, что при нормальном для
конструкционной стали содержании марганца и отсутствии в ней молиб-
дена понижение содержания фосфора до 0,01% и даже несколько мень-
Рис. 193. Влияние фосфора на склонность
Сг-Ni-Mo-стали к отпускной хрупкости (ста-
тистические данные)

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКE
271
Г. ПРЕДПОЛО;Н(ЕНИЯ О ПРИРОДЕ ОБРАТИМОЙ И НЕОБРАТИМОЙ
ОТПУСКНОЙ ХРУПКОСТИ
Обратимая хрупкость
Из многочисленных гипотез о природе отпускной хрупкости наи-
большее распространение получили теории выделении, связывающие
ше еще недостаточно для того, чтобы сильно ослабить чувствительность
стали к отпускной хрупкости. Такой эффект достигается только путем
одновременного снижения фосфора до 0,007 — 0,008 — 0,01'0/0 и марганца
до 0,12 — 0,150/0. Если молибден дефицитен и дорог, практическое исполь-
зование этого положения представляет несомненный интерес, несмотря
даже на то, что получение такого низкого содержания марганца и фос-
фора затрудняет процесс выплавки стали и ее горячего деформ~ирования.
Последнее связано с красноломкостью, обусловленной серой при низком
содержании марганца, и поэтому может быть уменьшено введением ма-
лых добавок некоторых элементов, в частности образующих стойкие
сульфиды (см. стр. 64 и табл. 6).
Достаточное содержание молибдена также в известной степени за-
висит от содержания в стали фосфора. Так, например, при 0,015—
0,020/0 P введение в хромоникелевую сталь 0,15 — 0,2'/0 Мо достаточно
для практического устранения отпускной хрупкости; при 0,030 P такое
количество молибдена лишь частично устраняет отпускную хрупкость,
тогда как при 0,06'/, P и особенно при наличии в стали одновременно
около 1 Mn содержание молибдена должно быть ближе к оптималь-
ному, т. е. 0,50/0.
После всего сказанного о влиянии на отпускную хрупкость стали ле-
гирующих элементов, примесей и множества других факторов не должен
вызывать удивления тот факт, что сталь одного и того же номинального
химического состава, но разных плавок, при одинаковых условиях об-
работки обладает разной чувствительностью к отпускной хрупкости.
Этим объясняется, очевидно, и большая область рассеяния на рис. 193,
несмотря на одинаковый номинальный химический состав и одинаковую
термическую обработку стали. В связи с этим мы считаем, что часто
встречающиеся утверждения о том, что чувствительность стали к отпуск-
ной хрупкости зависит от «индивидуальных свойств плавки», лишены
смысла. По той же причине нам представляется устаревшим и разделе-
ние отпускной хрупкости на устранимую и перманентную или неустра-
нимую [563]. Последняя, по мнению авторов, у данной стали зависит от
«индивидуальных свойств плавки».
Иногда различное поведение в смысле отпускной хрупкости наблю-
дается у сталей, выплавленных в разных плавильных агрегатах. Некото-
рые исследователи [см. 41] даже склонны считать, что в порядке возра-
ста~ния чувствительности к отпускной хрупкости по способу выплавкч
сталь можно расположить в следующий ряд: тигельная, электросталь,
кислая мартеновская, основная мартеновская. Однако такая закономер-
ность далеко не всегда подтверждается, да и говорить о роли плавиль-
ного агрегата можно только с учетом способа ведения процесса.
В частности, по данным С. М. Баранова 1231] пониженной склонно-
стью к обратимой отпускной хрупкости обладают стали, выплавленные
в основных печах, если кремний вводится в ванну, предварительно рас-
кисленную не кремнием, а за счет углерода, алюминия, марганца. Сле-
дует поэтому проверить воспроизводимость этих результатов в промыш-
ленных условиях.

272
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
' См., например, S. К. Maloof. Trans. Arn. Soc. Metals, v. 44, 1952, р. 264.
развитие отпускной (и тепловой) хрупкости с выпадением из пересы-
щенного твердого раствора д тех или иных дисперсных фаз. В качестве
таких фаз одни авторы [188, 209 и др.] называют специальные карбиды.
Другие авторы [221] высказывают предположение, что процессы, вызы-
вающие отпускную хрупкость, являются результатом температурной за-
висимости растворимости углерода в а-железе. При этом они считают,
что развитие отпускной хрупкости в стали связано не с собственно вы-
делениями, а с последующим процессом коагуляции, вызывающим пере-
распределение выделившихся частиц.
Ряд исследователей [см. 41, 217 и др.] связывает отпускную хруп-
кость исключительно с выделением фосфидов из пересыщенного рас-
твора. Но так как предельная растворимость фосфора в железе состав-
ляет около 1 P, то авторы «фосфидной» теории, как уже указывалось
выше, полагают, что в отдельных местах количество фосфора за счет
ликвации оказывается больше среднего его содержания в стали.
Однако теории обычных выделений, подтверждение которых можно
видеть в сходстве температурной зависимости и кинетики процесса с
таковыми для дисперсионного твердения, не могут объяснить ряда дру-
гих явлений, помимо падения ударной вязкости, сопровождающих от-
пускную хрупкость или, наоборот, не наблюдающихся при этом вопреки
тому, что можно было ожидать, исходя из аналогии с обычным диспер-
сионным твердением. В частности, отпускная хрупкость не сопровож-
дается упрочнением стали и изменением ее пластичности и физических
свойств. Изменение же некогорых свойств, например тер~моэлект~родвижу-
щей силы, декремента затухания колебаний, не является специфичным
для дисперсионного твердения. Встречающиеся в литературе ' данные
об уменьшении периода решетки твердого раствора в состоянии отпуск-
ной хрупкости стали мало убедительны.
Поэтому в более поздних теориях для объяснения процессов, вызы-
вающих отпускную хрупкость, привлекаются поверхностные явления.
При этом роль поверхностных явлений в механизме развития отпускной
хрупкости разными авторами трактуется по-разному.
Так, например, по мнению С. М. Баранова [231] склонность к от-
пускной хрупкости определяется наличием в стали обычной выплавки
поверхностно активной моноокиси кремния Sio (газообразное вещест-
во), растворимой также в твердой стали. Развитие отпускной хрупкости
он соответственно связывает с выделением и перемещением по границам
блоков и зерен этой поверхностно активной примеси, а уменьшение от-
пускной хрупкости — с ее коалесценцией или диссоциацией.
По предположению других авторов, например В. И. Архарова [104],
И. А. Андреева [233] и др., роль поверхностных явлений сводится к тому,
что горофильные элементы, обладающие положительной внутренней
адсорбцией, обогащают граничный слой зерна. При этом одни считают
[104] причиной отпускной хрупкости переменную растворимость соот-
ветствующего элемента и выделение при медленном охлаждении избы-
точно растворенных фаз. Другие же [233] полагают, что отпускная хруп-
кость и в этом случае обусловливается выделением карбидной фазы.
В новом исследовании В. И. Архаров и др. Б64] показали, что фосфор
в результате межкристаллитной внутренней адсорбции участвует в раз-
витии отпускной хрупкости. Роль молибдена, по их мнению, сводится
к тому, что он ослабляет межкристаллитную внутреннюю адсорбцию
фосфора.

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
273
' Такой травитель был впервые найден в 1947 г. Рекомендуемые составы трави-
тсля и его примеиеиис см. [557, 573 и др.].
Предпринятые некоторыми зарубежными исследователями попытки
обнаружить образующуюся по границам зерен фазу под электронным
микроскопом пока не увенчались успехом. В связи с этим возникли
«сегрегационные» гипотезы Б65, 566], объясняющие отпускную хруп-
кость одним лишь изменением химического состава поверхностных слоев
зерен, без выделения в них какой-либо фазы. Однако в некоторых со-
ветских электронномикроскопических исследованиях в граничном слое
зерен у стали, находящейся в состоянии отпускной хрупкости, были об-
наружены фазы [568]. Это ставит под сомнение сегрегационные гипотезы
во второй их части, отрицающей образование на границах зерен новой
фазы.
С учетом поверхностных явлений в последнее время уточнена
и «карбидная» гипотеза Г. В. курдюмова u P. И. Энтина, связывающая
отпускную хрупкость с выделением третичного цементита из твердого
раствора в с~-железе. Некоторые зарубежные исследователи [552 и др.]
также считают, что е с л и отпускная хрупкость обусловлена выделением
на границах зерен какой-то фазы, то такой фазой с наибольшей вероят-
ностью можно считать третичный цементит. Имеются и попытки экспе-
риментального подтверждения этой гипотезы. Так, в электронномикро-
скопическом и электронографическом исследовании А. И. Ризоль и др.
Б67] на стали с 0,045'/о С, 0,85% Сг и 2,89% Мп установлено, что после
отпуска при 500' на границах главным образом исходных аустенитных
зерен появляется масса карбидных частиц, которые с течением време-
ни укрупняются. Повторный нагрев при 650' приводит к почти полному
исчезновению карбидной фазы. Молибден, по их данным, резко пони-
жает растворимость углерода в хромомарганцовистом феррите при 650'
и предотвращает скопление карбидных частиц на границах исходного
аустенитного зерна. В работе В. И. Просвирина и др. [558] методами
карбидного и рентгеноструктурного анализа и изучением внутреннего
трения на хромоникелевых сталях 30ХН и 35ХН и хромомарганцовистой
стали 35ХГ установлено, что в процессе отпуска при 500' количество
карбидов увеличивается - на 7% по сравнению с быстрым охлажде-
нием с 650. Это соответствует дополнительному выделению -0,02'/, С
из а-твердого раствора. Считая, что эти карбиды, выделяясь в пластин-
чатой форме в пограничных зонах, и обусловливают отпускную хруп-
кость, авторы полагают, что атомы молибдена, растворенные в феррите,
блокируют атомы углерода, препятствуя образованию цементита в пе-
риод достижения предельной растворимости углерода в феррите.
Однако эти данные, представляющие, на наш взгляд, значительный
интерес при анализе природы н е î б р а т и м о й отпускной хрупкости,
нам кажутся далеко не достаточными для подтверждения карбидной
гипотезы о б р а т и м о й хрупкости. В работе Б67] был применен трави-
тель, который может выявить только карбиды, тогда как для обнаруже-
ния фазы, обусловливающей отпускную хрупкость, необходим специаль-
ный травитель '. В работе [558] подтвержден только сам факт выделения
углерода из а-железа при 500' и обратного его растворения при 650',
что не подлежит сомнению. Большинство фактов, сопутствующих разви-
тию отпускной хрупкости, с точки зрения карбидной теории по-прежнему
остается трудно объяснимым. Непонятно также, почему такие элементы,
как ванадий, ниобий, титан, взаимодействующие с углеродом еще силь-
нее, чем молибден и вольфрам, влияют на развитие отпускной хрупко-

274
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
' См., например, дискуссию в журнале «Металловедение и обработка металлов»,
1956 и 1957 гг.
2 По наши|м предположениям (стр. 222), межкристаллическое разрушение при от-
пускной хрупкости не во всех случаях обязательно.
3 Автореферат диссертации, МВТУ им. Баумана, М.. 1955.
сти в противоположном направлении. Предлагались и различные другие
гипотезы '.
В выдвигаемой нами гипотезе [5751 о природе обратимой
отпускной хрупкости мы исходим из трех основных положений, которые,
как нам кажется, можно считать более или менее установленными.
Первое положение заключается в том, что процессы, вызывающие от-
пускную хрупкость, идут в граничном слое бывшего аустенитного зерна,
что подтверждается не только влиянием этих процессов на одну лишь
ударную вязкость, но и тем, что отпускная хрупкость наиболее часто
сопровождается получением межкристаллического излома ', проходяще-
го по границам бывшего аустенитного зерна. Имеются и прямые под-
тверждения этого положения. Так, например, при травлении шлифа из
стали, находящейся в состоянии отпускной хрупкости, специальными
реактивами проявляется сетка вокруг бывших зерен аустенита, по кото-
рой обычно и проходит разрушение. То же подтверждают и тщательно
выполненные электронномикроскопические исследования [568], в кото-
рых показано, что развитию отпускной хрупкости соответствуют образо-
вание и рост новой фазы в граничном слое.
Образование же в граничном слое фазы, обладающей малой проч-
ностью межатомной связи или имеющей слабую кристаллохимическую
связь с основной фазой, должно приводить к понижению сопротивления
этого' слоя отрыву (см. стр. 221, 289). С точки зрения механики мате-
риалов это и является непосредственной причиной отпускной хрупкости
[551], сказываясь в значительном повышении критической температуры
хрупкости. Понижение сопротивления отрыву под влиянием процессов,
вызывающих отпускную хрупкость, было установлено и эксперимен-
тально [569] при растяжении в жидком азоте гладких образцов. Этот
фактор сказывается именно при ударном испытании надрезанных об-
разцов при достаточно низких температурах, когда прочность гранич-
ного слоя играет решающую роль. Высказывалось также предположе-
ние [570], что механическая природа отпускной хрупкости заключается
в различной способности стали в хрупком H вязком состояниях оказывать
сопротивление развитию уже начавшегося разрушения.
Второе положение заключается в том, что процессы, вызывающие
отпускную хрупкость, протекают в твердом растворе а, а не в карбидной
фазе. В пользу этого положения свидетельствует, в частности, тот факт,
что углерод оказывает малое и нерегулярное влияние на склонность
легированной стали к отпускной хрупкости. По-видимому, по этой при-
чине легирующие элементы, образующие стойкие карбиды, могут все же
по-разному влиять IHB развитие отпускной хрупкости.
Третье положение сводится к тому, что граничный слой зерна в
стали в большей или меньшей степени обогащен содержащимися в ней
легирующими элементами. Это положение было нами обосновано на
стр. 72. Здесь напомним только об опытах И. С. Анитова [239], позволя-
ющих, по нашему мнению, заключить, что граничный слой зерен хроми-
стой, никелевой и ванадиевой стали имеет весьМа высокое содержание
соответственно хрома, никеля или ванадия. В последнее время
М. М. Фетисова з микрохи~мическим анализом поверхности излома об-
разцов стали в состоянии тепловой хрупкости установила, что погранич-

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ жИ ОтйУСКЕ
275
ная 30на зерен обогащена углеродом и другими элементами. Важно
также отметить, что даже весьма незначительное количество атомов ле-
гирующего элемента, перешедшее в граничный слой, может увеличить
концентрацию этого элемента в слое, вследствие малости объема пос-
леднего, до десятков процентов.
Это означает, что в граничном слое бывшего аустенитного зерна
могут и должны протекать процессы, аналогичные таковым в высоколе-
гированных сплавах железа с соответствующими элементами, в том чис-
ле и образование разных фаз, хотя влияние температуры и кинетика
процессов, вследствие специфических условий, существующих в гранич-
ном слое зерна, должны быть иные. Поэтому естественно считать, что
в стали, легированной разными элементами, а также в углеродистой ста-
ли, процессы, обусловливающие отпускную хрупкость, как правило,
должны быть различны, хотя в ряде случаев они могут совпадать и на-
кладываться друг на друга.
Мы полагаем, что в углеродистой стали отпускная хруп-
кость в основном связана с выделением фосфидов из пересыщенного
твердого раствора в граничном слое зерна. Однако при нормальном со-
держании в стали фосфора и м а р г а н ца отпускная хрупкость полу-
чает небольшое развитие, по-видимому, потому, что она в оильной сте-
пени зависит от пересыщения твердого раствора фосфоро~м. Это видно
из сопоставления рис. 194, а по исследованиям В. Кестера tGM. 41] и
рис. 194,б [63], на которых показано изменение коэрцитивной силы при
отпуске у сплавов железа с 1,5'/0 P и с 1,86'/o P. Максимальное значение
коэрцитивной силы составляет соответственно около 6 и около 22 эрстед.
Одновременно из этих гра~фиков видно, что падение коэрцитивной силы
начинается только после 700 — 725' и даже у сплава с 1,86О/0 P она после
650' падает очень слабо, по крайней мере до 700'. Отсюда становится
понятным указанный выше факт [553], что повышение температуры от-
пуска вплоть до 680 — 700' в у,г л е р о д и с т о й стали, в отличие от ле-
гированной, усиливает отпускную хрупкость.
С увеличением содержания, марганца в стали, по-вид~и~мому, начи-
нает преобладать в граничном слое фосфид марганца Мп5Р2, более
стойкий, чем фосфид железа FeqP, и обладающий меньшей раствори-
мостью в а-железе, чем последний. В связи с этим усиливается эффект
отпускной хрупкости, обусловленной фосфидами. Таким образом, влия-
ние марганца на отпускную хрупкость стали, не содержащей других ле-
гирующих элементов, по нашему мнению, не является самостоятельным,
а заключается в усилении эффективности фосфора. Именно этим,мож-
но объяснить то обстоятельство, что молибден слабо влияет на отпуск-
ную хрупкость стали, легированной только марганцем. Об одинаковой
природе процессов в углеродистой и марганцовистой стали свидетель-
ствует также наблюдавшееся [571] и у стали 45Г2 (с 0,5'/, С, 1,43o/о Мп,
0,03О/ц P) усиление отпускной хрупкости с повышением температуры
отпуска вплоть до 700'. С этой точки зрения вполне естественно, что
в стали, содержащей 0,002'/, Р, марганец, как видно из табл. 20, вызы-
вает отпускную хрупкость только при содержании его около 2О/о, тогда
как в стали с нормальным количеством фосфора он начинает сказывать-
ся уже с 1,0 — 1,2О/д [562]. Сталь же с 0,28О/р С, Зо/ц Ni и только 0,08 Мп,
не чувствительная к отпускной хрупкости при 0,01'/, Р, стала заметно
чувствительной при введении в нее 0,134'/o Р, [565].
В стали, легированной д р у ги м и элемента~ми, основными фаза-
ми, образующимися в граничном слое зерна и обуславливающими от-
пускную хрупкость, по нашему мнению, являются либо а-фазы (раз-

276
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
личные разновидности фаз этого типа), 'встречающиеся в высокохро~ми-
сгой стали, либо в определенных случаях — сверхструктуры, образуе-
мые, например, при взаимодействии марганца с никелем, никеля с же-
лезом, марганца с н~икелем и железом. Разумеется, дополнительную, но
Не главную роль и в таких сталях могут играть фосфиды марганца.
Сверхструктура типа Ni&gt Fe мо ет образоват с к е й с
ли. Степень упорядочения, а следовательно, и степень обусловленной
этой фазой хрупкости, может колебаться в широких пределах от 0 до
1 в зависымости от содержания никеля. Но так как количество никеля
в гран~ичном слое для этого должно быть все же сравнительно большим,
то иногда никель, как это видно из та~бл. 20, вызывает незначительную
отпускную хрупкость при содержании его в стали свыше 4%, а в других
случаях сталь и с 4% Ni íå обладала отпускной хрупкостью даже после
выдержки,при 500' в течение 670 час. (15521, дискуссия). Введение же
в никелевую сталь с 3,5% Ni больше 0,5% и особенно больше 1,5% Мп,
2~0
Ф
ЯР Яд 750
7вятерагщр~ ©~
- луска, '~
д
О 200 4'дО 600 f00 Ю00
7еипература олюуска, ~4'
194. Изменение коэрцитивной силы при отпуске после за-
калки с 1000' у сплавов железо-фосфор:
а — 1,5% P б — 1,86% P
Рис
как в~идно 'из табл. 20, вызывает отпуакную хрупкость, по-видимому, за
счет образования сверхструктуры Ni3MII или, еще более вероятно,
Ni&lt;Fe n, существова ие кото ой та же б ло установл но эксперим
тально [см. 113]. У всех этих сверхструктур точка 1~юри упорядочения
лежит около 600'. Нагрев стали выше этой температуры, воостаяавливая
неупорядоченное расположение атомов, восстанавливает и ударную
В ЯЗКОСТЬ.
В конструкционных сталях, содержащих х р о м, за отпускную
хрупкость, по нашему, мнению, ответственны образующиеся в граничном
слое зерна таюие же фазы, которые вызывают хрупкость при нагреве
высокохромистых сталей.
В высокохромистых сталях на~блюдается два основных вида хруп-
кости: так называемая 475-градусная хрупкость и хрупкость, развиваю-
щаяся в области температур 650 — 800'. Причина хрупкости второго вида
точно установлена и заключается в образовании а-фазы. По признаку
кинетики развития и влияния температуры отпускную хрупкость кон-
струкционной стали можно наиболее вероятно отождествить с первым
видом хрупкости высокохромистой стали. Яействительно, хрупкость
этого вида развивается в интервале температур 375 вЂ 5', более удов-
летворительно совпадающем с зоной хрупкости кояструкционной стали,
чем интервал 650 вЂ 8'. При 475 вЂ 5 заметное падение ударной вяз-
кости и пластичности стали наблюдается уже после 1 — 2-часовой вы-
держки, а после выдержки 50 час; ударная вязкость понижается весьма
сильно, тогда как хрупкость второго вида в хромистой стали разви-
вается очень медленно.

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
277
Химический состав, ~~~
Продолжительность
образования а-фазы
при 6()0'. мин.
Обозначение
сплава
Cr С Si
мп
3&lt; 75 0 01 1 40 вЂ
33,05 (),08 0,08 0,72 90 — 120
35,15 0,&l ;1 0 80 0 69 45 Ђ”
По тем же данным наклеп технических ~сплавов, содержащих обыч-
'YbIe примеси и некоторые дополнительные элементы, ускоряет образо-
вание а-фазы приблизительно:в 3 раза по сравнению с отожженньгм
состоянием.
Время, о ко~ором здесь идет речь, представляет собою .продолжи-
тельность «инкубационного периода», т. е. время до начала образова-
ния а-фазы, в соответствии с С-образной кинетической кривой, приве-
денной на рис. 195, которая изображает установленное эксперименталь-
но обстоятельство (см. рис. 344), что образование а-фазы происходит пу-
тем возникновения зародышевых центров и последующего их роста.
Ряд легирующих элементов в сплавах железо-хром сдвигает об-
ласть существования а-фазы к меньши~м содержаниям хрома и более
низким температурам и ускоряет ее образование [см. 582]. Значитель-
ное ускоряющее влияние оказывает никель, но еще большее — марга-
нец. В ТоМ же направлен~ии влияют:кремний, алюминий, ванадий, титан,
фосфор, ниобий, молибден, вольфрам. Слабое влияние оказывают ко-
бальт и азот.
Следовательно, если основной причиной отпускной хрупкости счи-
тать образование в граничном слое а-фаризы, то сравнительно просто
можно объяснить влияние легирующих элементов и при-
м есе й. Так, для того чтобы в стали, легированной только хромом, при
отсутствии других способствующих факторов могла развиться отпуск-
ная хрупкость в течение сравнительно короткого, времени, в граничном
слое зерна, а следовательно и в стали, должно содержаться большое
количество хрома, что и подтверждается данными табл. 20 для хромистых
сталей высокой чистоты. Даже после выдержки при 500' в течение
670 час. хрупкой становилась только сталь, содержащая около 3'/, Cr.
Дополнительное же введение никеля m особенно марганца в сталь, со-
С-1
А-7
В-6
И все же мы полагаем, что отпускная хрупкость конструиционной
стали, содержащей хром, тождественна не перво~му, а второму виду
хрупкости высокохромистой стали, т. е., что она определяется о~бразова-
нием в граничном слое а-фазы. Действительно, наклеп сплава, очевид-
но, вследствие увеличения свободной энергии а-фазы, чрезвычайно об-
легчает образование а-фазы [576, 581], позволяя получать ее при мень-
ших содержаниях хрома, более нивиих температурах (475 — 65О'} и в
течение более короткого времени (см. рис. 347). Так как в граничном
слое зерна «сплав» находится в состоянии повышенной свободной энер-
гии, то, следовательно, там имеются возможности образования а-фазы
в интервале температур, соответствующем зоне отпускной хрупкости.
Однако в двойных сплавах железа с хромом время, необходимое
для образования а-фазы, велико' и измеряется сотнями и даже тысячами
часов. Но процесс сильно ускоряется, а температура образования по-
нижается уже под влиянием, находящихся в сплаве примесей и особенно
сильно — многими легирующими элемвнтами. В качестве примера ниже
.привод~им данные [582] о,продолжительности образования а-фазы при
600' у сплава железа с 0,01О/О С и с -35'/о Cr высокой степени чистоты
и у сплавов такого же состава, но с 0,08'/р и 0,4'/, С, нормальным содер-
жанием марганца и повышенным содержанием иремния.

278
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННО~1 УЛУЧШАЕМОЯ С~АЛИ
держащую хром, или, наоборот, введение хрома в сталь, легированную
никелем или никелем и марг нцем, сильно увеличивает склонность ста-
ли к отпускной хрупкости.
другие элементы — кремний, алюминий, ванадий, титан, фосфор,
ниобий — также влияют на склонность стали к отпускной хрупкости
в соответствии Q их влиянием на скорость и температурную область об-
разования а-фазы. Следует только учесть, что те или иные дополнитель-
ные факторы могут несколько ослабить или, наоборот, усилить их уча-
стие в отпускной хрупкости по сравнению с их ролью в образовании
а-фазы. Так, например, влияние ниобия или титана может быть ослаб-
лено азотом за счет образования стойких нитридов. Фосфор и марганец
не только значительно ускоряют образование а-фазы, но в определенном
сочетании могут дополнительно способствовать отпускной хрупкости и
за счет выделения фосфидов.
— Логарифм бремени
— ~» Погпршрм бремени
Ряс. 195. Схема кинетиче-
ской кривой образования
о-фазы в сплавах железо-
хром
Рис. 196. Схема кинетических кривых
образования а-фазы в сплавах железо-
хром:
I — с молибденом или с вольфрамом; 2 — без
молибдена
Еще более сложной должна быть роль углерода в развитии от-
пускной хрупкости, складьгвающаяся, по-видимому, из влияния его
в нескольких протйвоположных направлениях. Связывая некоторое ко-
личество хрома в карбидах и уменьшая тем самым «эффективное» содер-
жание хрома, а также способствуя образованию f-фазы, он замедляет
в нормальных сплавах образование а-фазы. С другой стороны, выделе-
ние мелких карбидов ускоряет образование а-фазы [582], чем объясняет-
ся влияние его в сплаве В-6 пр~иведенного выше примера. 1~раме того, уг-
лерод должен усил~ивать отпускную хрупкость 3а счет того, что, ослаб-
ляя межатомные связки в решетке и ускоряя диффузию других элемен-
тов, он способствует обогащению ими граничного слоя зерна при одина-
ковом содержании их в стали. В частности, этой его ролью можно объ-
яснить привод~ившийся в литературе факт [572], что сталь, содержащая
в среднем 0,35% С, 0,6% Сг и 1,3% Ni и склонная к отпускной хрупко-
сти. становилась нечувствительной к,ней после снижения содержания
углерода до 0,003о~о. Поэтому результирующее:влияние углерода на
отпускную хрупкость должно быть сравнительно небольшим и нерегу-
лярным, KBK ~это и наблюдается в действительности.
Мо л и б де н (и в о л ь ф,р а м), в отличие от других изученных
элементов, изменяет положение кийетической кривой [см. 582, дискуссию
к 584 и др.] по схеме рис. 196. Следовательно, хотя, растворяясь в а-фа-
зе, молибден также ускоряет ее образование, но сдвигает минимум на

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
279
кривой в область температур 700 — 850'. При более низких же темпе-
ратурах, соответствующих интервалу отпускной хрупкости, это приво-
дит к сильному замедлению процесса, чем и объясняется уменьшение
склонности стали к отпускной хрупкости при введении в нее в опреде-
ленном количестве молибдена (вольфрама).
При высоком содержании молибдена (вольфрама) в двойных спла-
вах железо-хром (8 — 27о/о Cr) и в более сложных сплавах образуется
т-фаза (586], представляющая собою тройное химическое соединение
].=езСгМо или,,по другим данным, ].еаСгзМо2. Кинетика образования
х-~фазы еще не изучена, но известно, что и в тройных чистых сплавах
Ре-Сr-Мо она появляется уже с 600'. Растворение в у,-фазе других эле-
ментов, напрвмер никеля или кремния, может дополнительно понизить
температуру ее образования. Следовательно, можно полагать, что обра-
зование т,-фазы в граничном слое зерна и является одной кз причин
аслабления, а затем и прекращения поло&gt;кительн го влиян ия молиб
на (вольфрама) на склонность к отпускной хрупкости при содержа-
нии их в стали в количестве больше оптимального.
Молибден в количестве до 4 — 5'/о в нормальных сплавах замедляет
также образование сверхструктур Щ].е и %зМп и понижает степень
возможной упорядоченности. Пр~и большем его содержании в сплаве
возникает так называемое I(-ñoñòîÿíèå, характеризующееся, в частно-
сти, повышением твердости и понижением пластичности. Таким образом,
и,в сталях, в которых отпускная хрупкость вызываегся, по нашему пред-
голожению, образованием сверхструктуры в граничном слое, молиб-
ден также должен сначала уменьшать склонность к отпускной хрупко-
сти, а в количестве больше оптимального ero влияние должно быть об-
ратным.
С точки зрения развиваемой концепции можно также сравнительно
просто объяснить влияние различных других факторов, по~мимо состава,
на отпускную хрупкость стали. Существование критического интерва-
ла температур, в котором развивается хрупкость, соответствует иине-
тической кривой образования а-фазы (рис. 195). При этом верхняя гра-
ница зоны хрупкости соответствует равновесной температуре То, при ко-
торой о-фаза диссоциирует, или близкой,к ней температуре, при которой
образование этой фазы идет с чрезвычайно малой скоростью.
Но .при нагреве стали в температурном интервале развития хруп-
кости одновременно протекает и процесс диффузии элементов из обога-
щенных и~ми граничных слоев первичных аустенитных зерен в гранич-
пые слои ферритных, т. е. бывших,мартенситных зерен. Это должно при-
вести к постепенному появлению и увеличению количества а-фазы на
границах ферритных зерен ' и, вследствие очень большой суммарной по-
верхности последних, к значительному уменьшению количества этой
фазы на границах первичных аустенитных зерен, а следовательно, и
к постепенному понижению критической темлературы хрупкости и умень-
шению обрати~мости процесса.
Очевидно, что через некоторое время, тем менее длительное, чем
выше температура нагрева, успеет пройти полное перераспределение
элементов между граничными слоями перв~ичных и вторичных зерен.
Если при этом рост фазы уже закончится, то среднее количество ее
в граничных слоях может стать настолько малым, что это не вызовет
межкристаллического разрушения ни по первичным, ни, тем более, по
вторичным границам. Одновременно процесс станет необратимым или
' Заметим, что появление со временем фазы на «субграницах» обнаруживается
также при травлении и непосредственно наблюдалось авторами работы [568].

с80
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
почти необратимым, так как будет устранена его причина. Это, очевид-
но, и определяет изображенную на рис. 189 кинетику развития отпуск-
ной хрупкости прои постоянной температуре. По той же причине продол-
жительный или многократный предварительный отпуск при 650 — 700
может замедлить развитие отпускной хрупкости и уменьшить обрати-
мость процесса, если во время нагрева при этих температурах не успеет
пройти новое обогащение границ и ферритных и бьгвших аустенитных
зерен легирующими элементами. Этим, можно объяснить также m то, что
наблюдавшийся 1573] эффект отпускной хрупкости в случае изотер~миче-
ской вьдер&gt; ки ыл мень е, ем ри медлен ом охлажде и с э ой т
пературы.
С диффузией элементов ma граничных слоев первичных зерен в гра-
ничные слои вторичных может быть связана и возможность появления
«отпускной» хрупкости в отожженной стали. Закалка как таковая, т. е.
вызываемые ею структурные изменения, к отпускной хрупкости не име-
ют отношения. Последняя определяется только скоростью охлаждения
при термической обработке, предшествовавшей отпуску. Чем меньше
эта скорость, тем в большей степени при прочих равных условиях дюлж-
но пройти перераспределение элементов по граничным слоям образо-
вавшихся ниже Ас, вторичных зерен и, следовательно, тем слабее долж-
на проявляться «отпускная» хрупкость. Исследования Г. В. Курдюмова
и P. И. Энтина 1221] над сталями, отжигавшимися с разной скоростью
охлаждения, хотя и не вполне сравнимые по условиям, в основном под-
твер&gt;кд ют то положе ие ( м. та же 57
В высоколегированных сталях, в которых элементы диффундируют.
с малой скоростью, склонность к отпускной хрупкости может сохранить-
ся и после сравнительно медленного охлаждения. С учетом приведенных
на рис. ~196 схематических кривых и отмеченного выше влияния молиб-
дена или вольфрама при высоком их содерпкании в стали это позволяет
понять то обстоятельство, что в отожженных быстрорежущих сталях
Р18 и Р9 также развивается «отпускная» хрупкость (см. стр. 458), но
при более высоких температурах.
Повышение температуры закалки, укрупняя аустенитное зерно, уве-
личивает степень обогащения элементами его граничного слоя и поэто-
му должно при прочих равных условиях усиливать склонность стали
к отпускной хрупкости, что и наблюдается в действительности. Образую-
щиеся в этом случае более крупные вторичные зерна должны ослаблять
также полож~ительный эффект перераспределения |элементов. ](роме то-
го, при сильном перегреве содержание молибдена или вольфрама в гра-
ничном слое может превзойти оптвмальное их количество, вследствие
чего чувствительность стали к отпускной хрупкости также, возрастает,
что и,наблюдалось в некоторых исследованиях (209, 221]. В случае же
особенно сильного перегрева в граничном слое зерна стали, легирован-
ной молибденом или вольфрамом, кроме а- и у,-фаз, может образо-
ваться еще и в-фаза, т. е. интерметаллическое соединение FByMog. В'3TQIM
случае .молибден и вольфрам способствуют получению камневидного
излома, природа которого,,по нашему мнению, та же, чго л обратимой
отпускной хрупкости (см. стр. 98).
Наклеп, сообщенный стали до нагрева в зоне хрупкости, при ма-
лой степени дефор~мации, близкой к критической, должен влиять глав-
ным образам на граничный слой зерна, несколько активизируя процесс.
образования а-фазы и, следовательно, усиливая развитие отпускной
хрупкости. Наклеп со значительной степенью деформации, силь&gt ц&gt;
ряя диффузию элементов в граничные слои вторичных зерен, ослабляет

УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПЛАСТИЧНОСТЬ ПРИ ОТПУСКЕ
281
развитие отпускной хрупкости при последующем нагреве. Наконец, на-
клеп волочен~ием или прокатхой, сообщенный стали после того, как она
приобрела отпускную хрупкость, должен ослабить последнюю вследст-
вие раздробления а-фазы'1.
Наконец, необходимо сказать,несколько слов о травимости,границ
зерен в стали, находящейся в состоянии отпускной хрупкости. Некото-
рые исследователи хотят судить о составе фазы, вызывающей отпуск-
ную хрупкость, .по тому признаку, что она травится только спец~иаль-
ным реактивом. Но это неверно, так как при электрохимическом рас-
творении фаза, окружающая да~нную, может резко и~зменить протекание
и анодного и особенно катодного процесса, так что для проявления ин-
тересующей нас фазы понадобится совершенно другой реактив. В част-
ности, это относится к травимости а-фазы ~и в обычных сплавах [576].
Тем более это относится к предполагаемой нами а-фазе, образующейся
в особых условиях в граничном слое зерна.
' Сверхструктура также постепенно уничтожается наклепом.
Необратимая хрупкость
По вопросу о природе необратимой хрупкости в настоящее время
также имеется несколько гилотез. Одни связывают это явление z превра-
щением остаточного аустенита ~[207, 208 и др.]; другие — с процессами
в карбидной фазе cpm разложении мартенсита [209, 188 и др.] (в настоя-
щее время наиболее принятое объяснение); третьи — с образованием
тонкой сетки феррита на границе бывшего аустенитного зерна [546]; чет-
вертые — z когерентностью решеток выделяющихся карбидов и исход-
нои мартенситной фазы. Высказывалось также мнение об общности ме-
ханизма возникновения необратимой и обрати~мой хрупкости [574], без
уточнения самого механизма.
Однако ни одна из этих гипотез не может объяснить полностью про-
цессы, ответственные за необратимую хрупкость. действительно, изме-
нение ударной вязкости у обработанной холодом стали при температу-
рах отпуска выше 200' лишь очень редко следует схеме рис. 197. Этот
экспериментальный факт заставил, на~пример, М. А. Гроссмана, одним
из первых высказавшегося 3а «аустенитную~ концепцию, отказаться
от нее.
главно замеченное нал~ичие минимума на кривой ударной вязкости
при среднем отпуске у стали, содержащей даже весьма малые количе-
ства углерода, а в последнее время и у легированного феррита Б49],
также не позволяет связывать необратимую хрупкость с остаточным
аустенитом. Наконец, и температуры отпуска, которым соответствуют
минимум ударной вязкости и конец превращения аустенита, как пока-
зывает ряд опытов [324], могут значительно различаться. В связи с этим,
а также в результате новых собственных исследований [548], от «аусте-
нитной» гипотезы отказался и другой ее сторонник — В. Л;. Садовский.
«]~ар~~бидная» гипотеза считает основной причиной необратимой
хрупкости пластинчатую форму цемантита, образующегося при отпус-
ке мартенсита в интервале температур 200 — 350 — 400'. Дальнейшее воз-
растание вязкости является результатом сфероидизации карбидов. gap-
бидная гипотеза сама по себе наиболее достоверна. Но без учета проте-
кания процесса в граничном слое зерна трудно объясн~ить, почему па-
дение ударной вязкости не сопровождается изменением большинства
других свойств стали. Это относится и к гипотезе, связывающей необра-
тимую хрупкость с когерентностью решеток, карбида и твердого раство-

'282
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
ра а. Обычно, в частности при дисперсионном твердении, с когерентно-
стью решеток новой и старой фаз связывают повышение твердости, ко-
торым необратимая хрупкость не сопровождается.
Мы предполагаем, что п е р в о п р и ч и н а, создающая в о з м о ж-
н о сть возникновения отпускной хрупкости, для обратимого и необра-
тимого ее видов одна и та же — обогащение граничного слоя аустенит-
ного зерна элементами, и что оба вида хрупкости являются результа-
том процессов, протекающих в граничном слое зерна. 06 этом свиде-
тельствует, в частности, то, что в обоих случаях разрушение чаще всего
межкристаллическое, в обоих случаях повышается критическая темпе-
ратура хрупкости и почти не изменяются твердость и другие свойства
стали. Однако природа процессов в граничном слое, приводящих к
хрупкости, совершенно различна.
чбО
о .'È
6
+ 50
qb
O
о
%45
с
Ю~
8
су ~.
D
E ь ~~f5
~15
После f00 30g 400 ~~ 0
закалки Тамперапцфа
аапуска, с
OI
%
~С
° ~
~С
'О
g / f й7 &lt gg 1 ОО ~0
Продолжительность отпускО, «ась!
Рис. 198. Кинетика развития необратимой отпуск-
ной хрупкости в стали с 0,41'/о С, 0,91% Мп,
0,32% Si, 0,08% Ст, 3,31'/о Ni, закаленной с 815'
в воде:
отпуск при 200О;
— — — — то же, 260О;
— — — то же, 315"
Рис 197. Ожидаемый ход кри-
вой ударной вязкости (DEF)
в случае отсутствия остаточно-
го а~стенита в структуре ста-
ли и фактнчесюий ход кривой
(АВС)
Обогащенный легирующими элементами и углеродом "ран"ч"ь'"
слой бывшего аустенитного зерна в закаленной стали состоит из высо-
колегированного мартенсита m остаточного аустенита, и каждый эле-
мент, влияет на процессы в этой «системе» при отпуске приблизительно
так же, как и в обычном сплаве, соответственно смещая их по темпера-
туре. Выделение же в граничном слое карбидов и их коагуляция до
«критической» степени дисперсности должны привести к понижению его
сопротивления отрыву, а следовательно, к повышению критической тем-
пературы хрупкости и межкристаллическому разрушению стали. Такую
же роль должно играть превращение в граничном слое остаточного
аустенита в мартенсит.
В нелегированной стали, у которой ударная вязкость после отпус-
ка при 2ОО' еще мала, и падение ее будет невелико. Лишь при повышен-
ном содержании углерода (больше карбидов) или при попадании в гра-
ничный слой случайных и остаточных элементов эффект может бьггь
значительным. В легированной стали элементы, задержи~ваюш1ие отпуск
мартенсита, должны сдвинуть хрупкость в сторону более BbicoKHx тем-
ператур. Таковы кремний и (в меньшей степени) хром, а также другие
карбидообразующие элементы. Последние не должны оказывать пря-
мого влияния на падение ударной вязкости при необратимой хрупкости,
но могут вызвать новое необратимое падение ударной вязкости при

удАРНАя ВяЗКОсть И плАстичнОсть пРи ОтпусКе
283
'более высоких температурах отпуска за счет выделения и коагуляции
в граничном слое специальных карбидов. Такое же новое паден~ие при
более высоиих температурах могут вызвать элементы, способствующие
увеличению в граничном слое количества и устойчивости остаточного
аустенита за счет. превращения его в мартенсит. Таковы марганец, хром
и частично никель.
Таким образом, отпускная хрупкость этого вида должна быть не-
обратимой, так как вызывается необратимыми процессам~и в граничном
слое. Поэтому она не зависит от скорости охлаждения после отпуска.
Предварительная же закалка в этом случае, в отличие от обратимой'
хрупкости, необходима не только для того, чтобы за счет быстрого ох-
лаждения задержать избыточные элементы в граничном слое, но и для
получения в нем достаточного количества мартенсита или обогащенной
углеродом с~.фазы. Поэтому после изотермической закалки,при темпе-
ратурах нижней части промежуточной области развитие необратимой
хрупкости замедляется,-а при температурах, выше 300' она вообще не
наблюдается.
1~инетика развития необратимой отпускной хрупиости, как видно
из рис. 198 546], внешне такая же, как и для обратимой хрупкости. Но
природа ее, по нашему мнению, иная. Это — кинеткка «дисперсионного
твердения», связанная с выделен~ием и коагуляцией карбидов в гранич-
ном слое. Так как температуры здесь низкие, то не может или почти не
может произойти с течением времени перераспределения элементов по
граничным слоям вторичных зерен. Но после длительной выдержки при
повышенной температуре, например 500 и 650', А. И. Р~изоль m др. [567]
наблюдали в стали 04ХГЗМ с О,ЗО/, Мо появление карбидов и на грани-
цах блоков феррита. В то же время следует ожидать, что |измельчение
,аустенитного зерна, вследствие уменьшения концентрации элементов
в его граничном слое, должно у~меньш~ить эф~фект и необратимой хруп-
кости,;так же как обратимой. Очевидно, этим и объясняется отмеченное
в некоторых исследованиях положительное влияние, присадки алюминия.
Из развиваемой концепции следует, что одновременное устранение
обратимой и значительное ослабление необратимой хрупкости должно
быть возможно тогда, когда устраняется или уменьшается вызывающая
эти явления общая первопричина, т. е. обогащение граничного слоя
аустенитного зерна элементами. Насколько нам известно, такое совпа-
дение пока, наблюдалось только в двух случаях. Первый случай отно-
сится к описанным выше опытам С. М. Баранова. Напомним, что по
мнению С. М. Баранова (cM. стр. 272) склонность обычной стали к хруп-
кости определяется наличием в ней поверхностно активной моноокиои
кремния SiO. В стали же, выплавленной по его способу, моноокиси
кремния нет. ]окажется, однако, мало вероятным, чтобы в обычно вы-
плавляемой стали при раскислении ее кремнием могла образоваться
SiO, так как свободная энергия образования последней равна
32,8 ккал/моль, тогда как для SiO, она равна 192 ккал/моль.
Нам представляется более правдоподобным, что SiO образуется тог-
да, когда в стали к моменту введения в нее кремния содержится очень
мало:кислорода и его не хватает для образования SiO&g ;. вкруг ми сло
ми, именно,при выплавке стали по способу С. М. Баранова в ней обра-
зуется большее или меньшее количество газа SiO, который, по-в~идимо-
му, обладает поверхностно активными свойствами и в твердой стали вы-
зывает понижение свободной энергии граничных слоев зерен. Вследст-
вие этого граничный слой аустен~итного зерна при прочих равных усло-
виях в меньшей степени обогащается легкрующими элементами, угле-

284
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦHОHHОH УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
родом и примесями, что и приводит к у~меньшению склонности стали и
к обратимой и необратимой отпускной хрупкости. Такое предположе-
ние косвенно подтверждается тем, что у стали одновременно изменяют-
ся в соответствующем направлении и друпие свойства, связанные с со-
ставом и строением граничного слоя зерна и скоростью диффузии угле-
рода: уменьшаются прокаливаемость и склонность к закалочным тре-
щинам. Следует ожидать, что такая сталь должна иметь и меньшую
склонность к росту зерна. QaK увидим при рассматрении углеродистой
инструментальной стали, это также подтверждается (по други~м дан-
ным) .
0
04
02
У
о
îу
02
Р 03 04 Юб 08
Г~редборительиаЯ
Рврор~~ция
Р 02 04' Р,б 0&g ;В
Г~дедбцрительнан д~~~р~~ци~
Рис. 199. Изменение пластичности закаленной и отпущен-
ной при разных температурах стали с 0,42'/о C и 1,81'/о Мп
при температуре — 196' в зависимости от степени пред-
варительного наклепа, сообщенного при комнатной тем-
пературе.
Возможен и другой механизм влияния кремния, вводимого в сталь
в качестве раскислителя. Но на этом мы здесь останавливаться не бу-
дем. Заметим только, что из нашего предположения вытекает необхо-
димость очень точного регул~ирования, по крайней мере, условий пред-
варительного раскисления, перед введением кремния. Иначе возможно
получение большого количества неудачных плав1ок.
Другой случай одновременного устранения обратимой и значитель-
ного ослабления необратимой хрупкости наблюдался в исследовании
Л. В. Смирнова и др. Б741. Нагрев сталей 40ХН4 и 35ХГС до 1000',
подстуживание их до 900' и прокатка при этой температуре непосред-
ственно перед закал~кой, так что рекристаллизация не успевала пройти,
устранял~и Обратимую и значительно уменьшали необратимую отпуск-
ную хрупкость. При закалке же через 10 — 20 сек. после прокатки, ког-
да успевала пройти рекристаллизация, этого эффекта не наблюдалось

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
285
А!ы предполагаем, что образование в зерне при пластической де-
формации большого количества сдвигов приводит к перераспределению
элементов, которыми обогатился граничный слой аустенитного зерна
при нагреве, по плоскостям этих сдвигов, имеющим повышенную сво-
бодную энергию и огромную суммарную поверхность. Вследствие этого
устраняется или уменьшается первопричина отпускной хрупкости обоих
видов. Если же проходит рекристаллизация, то положение на границе
аустенитного зерна восстанавливается, и эффект не наблюдается. О том,
что перераспределение элементов по новым граница~м при 900' может
протекать с большой скоростью, до некоторой степени свидетельствует
и большая скорость рекристаллизации при атой температуре. Авторы
[574], правда, считают, что перераспределение элементов не успеет прой-
ти за указанное короткое время.
Важно также отметить, что и в работе [231] и .в работе ~[574] у~мень-
шение обратимой и необратимой хрупкости сопровождается повыше-
нием общего уровня вязкости стали во всем диапазоне температур от-
пуска, как этого и следовало ожидать с точк~и зрения развиваемой кон-
цепции.
Наионец, и наклеп со средней степенью деформации осла~бляет не
только обратимую, но частично и необратимую отпускную хрупкость,
по-в~иди~мому, вследствие раздробления выделившихся в граничном
слое карбидов. В качестве иллюстрации на рис. 199 [528] показано из-
менение пластичности при — 196 у ~марганцовистой стали, подвергнутой
после закалки отпуску при разных температурах, в зависимости от сте-
пени предварительного на~клепа. Отсюда видно, что при отпуске ниже и
выше интервала необратимой хрупкости пластичность при — 196' под
влиян~ием наклепа падает все время. Есл~и же сталь была отпущена
в интервале температур развития необратимой хрупкости, то наклеп вна-
чале понижает, а при средних степенях деформации восстанавливает
пластичность. По этому признаку авторы работы [528] и предлагают
считать необратимую отпускную хрупкость одним из видов «реотропи-
ческой» хрупкости (см; стр. 226).
5. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Низкие температуры — не только средство выявления склонности
стали к хрупкому разрушению вообще, но во многих случаях, например
для деталей холодильных машин, химерической аппаратуры, машин и,при-
боров, работающих в условиях зимы, больших высот, арктики и т. п.,—
непосредственно рабочие температуры. В таких случаях легирование
стали некоторыми элемента~ми дает также возможность сохранить ее
механические свойства при низких рабочих температурах на достаточно
высоком уровне.
При статическом растяжен~ии значения предела текучести и предела
прочности стали с понижением температуры резко возрастают, как это
видно, например, из табл. 22 [236] для углеродистой стали с разным со-
держание~м углерода.
Такая же зависимость предела прочности от температуры наблю-
дается и у легированных конструкционных сталей, как это видно из
данных, приведенных в табл. 23 [2361.

0„21 800 43 93 116 30 21 О 76 33 5
880 49 87 106 29 12 0 64 10 2
0.25 1 800 52 93 126 32 21 0 66 3 2
850 50 92 117 29 20 0 67 34 4
0,30 800 57 101 132 26 1Ci 0 61 34 0
800 65 108 125"' 20 10 0* 54 6 5
840 66 92 106в 22 2 0* 46 3
800 59 1С6 141 21 18 0 ~ 68 45 3
830 64 102 1! 1* 22 6 — ' 43 6
э °
е °
ф °
° °
e~ l I
° °
° 4
9
Фее
° ° °
° 1 ° s~ ° ) ° ' ° ° ° ' °
б
° °
° °
б в °
1 ° 1
б °
Э Э
° °
а
1 ° в ) ) в 9 ° в' °
б
1 ) ° ~e9 °
° ° в
° в ° ° в °
4 ) ° ° °
б
° ° °
а
е
° а
9 ° °
° ) а а
° е
е в
а 1
° б
Э
в в
° ° ° °
° Ф ° 99
° °
° Ф
° ° r e
° °
° °
° °
б
r
в ° ° в
° в
° в ° °
° 1 а б
r ) Э °
° °
° 1 ) ° °
а )
е ° °
° °
° ° в
r ) ° ° °
б
° б
° ° .
а °
в °
° ° а а
° а
° °
б ° б
° ) ° °
° Э
° Э °
1 ° °
° °
° в °
° °
Э ° ° в °
° Э
1 r ° r °
° а
° а
Э °
Я а
а ф
1 б б
° °
° ) ° Ф
) ° 1
) °
° в ° °
° 9 °
° 1
1 ° ° е
а ) а 1 а °
° ° ° Э °
а
в
а
° в ° ° в °
° ° ) ю
а °
Э °
а
° °
° ° в
° ) Э °
° а
° °
° а
° ° °
Э ° ° s °
а °
° ° )
Э ° Э °
° °
° ° в
а а 1 1
а а
а 1
в
° ° ° ) °
° ° ° °
Э )
° ) °
° в °
1 a ) ° °
° ) ° °
° ° в
° в °
а 1 б б
° в °
а
а 1
в )Oe
° ° j °
а °
Э r 1
° °
° 1 а б °
° °
° ° °
° б
л гл 8пО 72 1 16* 145 20 12* 0 51 * 3'
800 69 114 139 22 16 0 52 20 1
~ Все разрывы были у щейки — места перехода расчетной длины диаметром 3 мм в утолщенную
ча сть диа метра.

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЯСТВА ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
287
Таблица 23
Влияние низких температур на механические свойства некоторых легированных сталей
0/
кг/мм*
Ф %
Темпера-
тура
отжига
oG
Марка
стали
— 253
+ 17 — 1 96 — 253'
— 1960
+ 17 — 1960
+17
59
71
122
129
25НЗ
23
21
29
47
100
109
800
680
66
70
24
21
2
57
119
101
25
27
75
75
51
49
52
22
86
82
800
680
20
19
12ХН2
44 !
52
1451~
127
11ф
7Я Я'
1471*
142
99
96
17
16
800
680
81"
17
13Н5А
622*
43
53,5 85,0з
12Н34
28
6 3 Яс
64
ЗРХМА 680
133
100
28 18
56
23
5ХНМ 800
120
80
142
17 15
55 30
2Х18Н9 1150
1321* 60 42
77
170
51
67
201*
Табл ица 24
Влияние низких температур на механические свойства некоторых металлов
связи и ее прочностью. В частности, наличие в сплаве доли ковалент-
ной связи, основным свойством которой является очень малая способ-
ность к пластической деформации, должно уоил~ивать хладноломкость
в тем большей степени, чем больше доля этого вида связи; 2) составом
и строением граничного слоя зерен; 3) способностью кристалла легко
разрушаться по плоскостям спайности. В кубической гранецентрирован-
~~ Все разрывы были у шейки.
24' Средние значения при пластическом разрыве.
' " При температуре — 162 она имеет а 78. 7 кг/мм'; 8 = 34% и ф = 66%, а при температу-
Ре — 184 ее а„= 85 кг/мм2; о = ] ]o~o и ф = 13%.
4 Для этой стали данные приводятся по С. J. S m i t h е11s. Metals reference book, ч. 11, Lonт
don, 1955, р. 782.

легиРОВАние КОнстРукциОннОя улучшАемОя стАли
288
Таблица 25
Механические свойства различных материалов при низких температурах
+20'
— 253'
ной решетке по сравнению с объемноцентрированной, по крайней мере
у железа, совокупность всех этих факторов более благоприятна. Так,
полная прочность металлической связи в ней, по-видимому (см. стр. 34),
больше, а прочность связи, обусловленной взаимодействием ионов, на-
оборот, меньше. Поэтому железные сплавы с гранецвнтрированной ре.
шеткой имеют низкий предел текучести, определяемый. в значительной
степени силами 1нзаи~модействия ионов, и должны иметь высокое сопро-
тивлен~ие отрыву, значение которого определяется главным образом
полной прочностью металлической связи. Экспериментально сопротивле-
ние отрыву у сплавов с гранецентрированной решеткой фактически еще
не определено вследствие их высокой пластичности даже при темпера-
туре жидкого водорода. Однако данные, приведенные для нескольких
сплавов такого типа в табл. 25, позволяют 'считать, что ~их сопротивле-
ние отрыву действительно весьма велико. Низкий предел текучести,
более слабое повышение его с температурой и весьма высо~кое сопротив-
ление отрыву, в соответствии со схемой рис. 143, и делают такие сплавы
нехладноломкими даже при очень низких температурах.
Накопившиеся опытные данные также не подтверждают наличия
закономерной связи между типом кристаллической решетки и хладно-
ломкостью. Так, из табл. 24 видно, что у натрия, имеющего объемно-
центрированную кубическую решетку, пластичность при низких темпе-
ратурах сильно возрастает; у магния с гексагональной решеткой прак-
тически не меняется. Наблюдалось также ~[585], что при деформирова-
нии сжатием олово, индий, таллий, ртуть, тантал и сплавы олова с 9%
Zn, олова с 3% Sb пластичны при температурах вплоть до 2' К, тогда
как в~исмут ~и галлий:в этих условиях хрупки.
С другой стороны, и сплавы с гранецентрированной кубической ре-
шеткой бывают хладноломкими. Так, марганцовистая аустенитная сталь,
как можна видеть из рис. 200 [см. 522], в отличие от никелевой аустенит-
пой стали, при — 196' cTBHQBHTcH весьма хрупкой, причем этот процесс
обрат~им, т. е. он не вызывается образован~ивм мартенсита. По нашему
мнению, это объясняется наличием в марганцовистой стали ковалентных
связей, доля которых становится заметной при значительном содержа-
нии в ней марганца. Показательно, что введение в такую сталь никеля
и особенно частичная замена марганца никелем и хромом (рис. 200)
резко уменьшает ее хладноломкость. Правда, одно~вре~менно здесь пони-
жается iH содер&gt;ка ие углеро а, но не то являе ся поичи ой умень

289
МЕХАНИЧЕСКИЕ CBOHCTBA ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
ния хладноламкости, так как сталь с 35% Мп и только 0,22% С очень
хрупка при — 180'. 1~роме того, в новой работе [559], в которой подтверж-
дается сильное влияние никеля на уменьшение хладноламкости марган-
цевой аустенитной стали, наблюдалось, что сталь с 0,66% С и 12,8%
Мп обладала даже большей хладноломкостью, чем такая же сталь
с 1,1% С. Правда, авторы объясняют это, исходя из возможности обра-
зования некоторого, количества а-фазы под влиянием пластической де-
формации в лроцессе самого испытания. Соответственно они и влияние
никеля объясняют повышением устойчивости аустен~ита,против воздей-
ствия пластической деформации.
Рис. 200. Влияние низких температур на ударную~~
лязкость марганцевой и марганцевоникелевой ау- &g
стен итн ой стали ~ 20
Химический состав, ~~~
° Стали
Ni
- 10
~З
Мп Сг
А 1,25
В 0,80
С 0,55
12,65
14,0
8,1
0,008
0,02
0,008
0,126
0,07
О, 068
0,18
0,91
0,20
0,07
4,0
3,54
8,0
О
-200 -150 -100 -50 О + 5g
Темпеуа~пура, 'С
Сплавы и металлы с гранецентрированной кубической решеткой мо-
гут быть особенно подвержены хладноломкости в у ае образования
в граничном слое зерна той или иной низкопрочной фаризы, что приводит
к понижению сопротивления этого слоя отрыву. Так, например, межкри-
сталлическая хладноломкость на~блюдалась [237] на литом алюминии
со степенью чистоты 99,5%, тогда как на прессованном алюминии той
же плавки, а также на литом, но со степенью чистоты 99,98%,этого явле-
ния не обнаруживалось. Межкристаллическая хладноломкость наблю-
далась этими исследователями и на аустенитной стали, в структуре ко-
торой содержались карбиды. У сплава меди с 2,18% (атомы.) мышьяка
при — 196' наблюдалось [522] обратимое падение относительного суже-
ния от 90% при комнатной температуре до 15% при — 196', тогда как
у сплава меди с 8,75% (атомн.) цинка, имевшего при комнатной тем-
пературе такие же механические свойства, сужение при — 196' не изме-
нилось. Предполагают, что это объясняется наличием у сплава Си-As
тонкой пленки другой фазы по границам зерен.
Наоборот, «очищение» граничного слоя зерна от многих примесей
приводит к уменьшению хладноломкости iH у стали с объемноцентриро-
ванной решеткой. Об этом до некоторой степени свидетельствует зна-
чительное понижение критической температуры хрупкости у таких
сталей в случае выплавки их в вакууме [см. 587].
Состав и условия термической обработки стал~и, работающей при
низких температурах, следует выбирать исходя из того, что она должна
иметь по возможности мелкое зерно, а ее предел текучести при одина-
ковом со~противлении разрушению должен по возможности меньше ло-
вышаться с понижением температуры. Оба эти фактора, в соответствии

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
е
со схемой рис. 143, способствуют, понижению критической температуры
хрупкости. Как видно из табл. 22 и 25 и рис. 150, второе требование
выполняется тем хуже, чем,ниже значение предела текучести при ком-
натной температуре, в частности, чем ниже содержание углерода в уг-
леродистой стали. Кроме того, такая сталь должна обладать достаточ-
ной прокаливаемостью при не слишком повышенной чувствительности
к отпускной хрупкости.
Наиболее высокими значениями пластичности и ударной вязкости
при низких температурах обладает сталь, подвергнутая закалке на мар-
тенсит с последующим отпуском на сорбит, а наименьшими — в отож-
женном состоянии. Нормализация дает промежуточные значения пла-
стичности и ударной вязкости. При сорбитной структуре сталь вообще
обладает наиболее благоприятным для работы при низких температу-
рах сочетанием характеристик механических свойств. Объясняется это,
по-видимому, тем, что сопротивление отрыву, вследствие того, что оно
сначала проходит через максимум, после высокого отпуска еще доста"
точно велико (см. рис. 141), а .предел текучести при этом имеет умерен-
ные значения.
Обратное наблюдается в стали, упрочненной за счет дисперсионно-
го твердения. Объясняется это, по-видимому, тем, что у такой стали
предел текучести имеет высокие значения, а сопротивление отрыву
мало, так как основа ее представляет собою феррит с крупным зерном.
Влияние состава,конструкционной стали на ее механические свойст-
ва при низких температурах изучено наиболее широко для динамиче-
ской нагрузки и в значительно меньшей степени — для статической га-
грузки. Из табл. 22 видно, что у углеродистой стали пластичность при
— 196' с увеличением содержания углерода до 0,25 — 0,3% возрастает„
а затем снова уменьшается. При температуре — 253 влияния углерода
нельзя установить, так как у всех углеродистых сталей удлинение рав-
но нулю, а сужение близко к нулю.
Что касается легирующих элементов, то решающим лри их выборе
оказывается их влияние на положение критической температуры хруп-
кости. Основные положения об этом влиянии, как и наши предположе-
ния о его природе, были подробно рассмотрены на стр. 231 применитель-
но к легированному ферриту и могут быть перенесены также на инте-
ресующие нас здесь стали. Поэтому нет необходимости эти положения
повторять. Из приведенных там данных следует, что никель на~иболее
надежно и сильно понижает критическую температуру хрупкости и спо-
собствует,в большой степени сохранению пластичности при статической
нагрузке до низких температур [243]. Основное преимущество никеля
проявляется при в е с ь м а низких температурах. Наряду с этим леги-
рующие элементы должны обеспечить требуемую прокаливаемость, не
вызывая повышенной склонности стали к отпускной хрупкости.
Вследствие этого никелевые, хромоникелевые и хромоникельмолиб-
деновые конструкционные стали рекомендуются для применения в низ-
котемпературном машиностроении как наилучшие. При этом количест-
во легирующих элементов, которое должно в них содержаться, опреде-
ляется в основном прокаливаемостью и прорабатываемостью, а именно
при данном сечении детали и допустимой скорости охлаждения при за-
калке состав стали должен обеспечивать получен~ие сорбита после за-
калки и отпуска. Значительное улучшение вязкости при низких темпе-
ратурах и у этих сталей дает введение, алюминия в количестве 0,05—
0,1%. Содержание углерода рекомендуется иметь в пределах 0,2 — 0,3 /,.
о!
Хотя при более низком содержании углерода ударнап вязкость при нор-

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
29I
мальной температуре может быть выше, при низких температурах, как
правило, наблюдается обратное. Это, очевидно, связано с отмеченным
выше более сильным увеличением предела текучести с понижением тем-
пературы у малоуглерод~истой стали.
Введение молибдена улучшает свойства при низких температурах
главным образом за счет дополнительного повышения прокаливаемо-
сти стали и уменьшения ее склонности к отпускной хрупкости. По пер-
вому признаку своего влияния молибден может быть, следовательно,
без особого труда исключен. Отпускная же хрупкость, сказывающаяся
в повышении критической температуры хрупкости, должна быть в этом
случае устранена ускоренным охлаждением после отпуска. Яелатель-
hO также повысить температуру отпуска.
Заслуживает вниман~ия низколегированная хромоникельмедистая
сталь, получившая промышленное применение в США [522] для изготов-
ления химической аппаратуры, работающей при температурах от — 80 и
до — 100'. Эта сталь содержит меньше 0,12'/, С, 0,65 — 0,85'/, Мп, 0,15—
0,250 Si; 0,65 — 0,85'/о Сг; 0,5 — 0,75'/о Ni и 0,45 — 0,65 Си. Никель вво-
дится в нее главным образом для улучшения поверхности, т. е. для
компенсирования влияния меди на красноломкость стали. дальнейшее
повышение содержания меди ограничивается дисперсионным тверде-
нием. Применяется эта сталь в нормализованном состоянии в листах
толщиною 12 — 25 мм, подвергающихся сварке. Нормально в нее вво-
дится для получен~ия мелкого зерна 0,02 — 0,05О/, Al. Однако последние
исследования этой стали показали, что если при таком количестве алю-
миния для работы при — 100' необходимо отбирать лучшие плавки, то
в случае введения в нее около 0,2О/, Al требуемые свойства при — 100'
обеспечены надежно, несмотря на то, что зерно в этом случае получает-
ся более крупным. В качестве примера для такой стали (толщина
12 мм) после нормализации с 925' приводятся следующие свойства.
а,= 32 кг/мм2 а = 48 кг/мм~ о1р.5 = 38 /0., g = 73'/, а„при — 120'
равна 9 кгм/см' (образец Шарпи с острым надрезом).
Склонность к отпускной хрупкости — основное препятствие для
применения в низ|котемпературном машиностроении сталей, не содер-
жащих ни молибдена, ни никеля, например хромомарганцовистых, хро-
мованадиевых и др. Некоторые исследования подтверждают, что и в
сталях такого тапа, как этого можно ожидать на основании влияния
хрома и марганца на хладноломкость [см. рис. 160 и 161], удается полу-
чать, в случае достаточной прокаливаемости, вполне удовлетворительную
вязкость при низких температурах, если охлаждение после отпуска ве-
сти ускоренно — в масле или в воде, в зависимости от сечения детали.
Иначе даже после отпуска при 650 — 680' низкотемпературная ударная
вязкость оказьгвается слишком малой.
Интересно отметить, что у автоматной стали, содержащей больше
0,1 S, ударная вязкость с понижением температуры, по нашим опытам,
падает очень медленно и сохраняет высокие значения даже при темпе-
ратуре жидкого воздуха, если сталь была подвергнута закалке на мар-
тенсит с.последующим отпуском на сорбит. Причина пониженной склон-
ности такой стали к хрупкому разрушению заключается, по-видимому,
в том, что мелкие включения сульфидов марганца, препятствуют распро-
странению трещины, заставляя ее менять направление, аналогично то-
му, как это наблюдается у серого и ковкого чугуна.
Наименьшее падение пластичности и вязкости при нивких темпера-
турах наблюдается у хромоникелевых и никелевых аусте нитных
сталей с устойчивым аустенитом. Поэтому они наиболее надежны для

-"92
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
ответственных деталей машин, работающих при особо низких темпера-
турах. Но при этом следует помвить, что нагружение,выше предела те-
кучести в процессе ра~боты способствует превращению аустенита в мар-
тенсит при низких рабочих температурах. Как видно из рис. 200, пред-
ставляет интерес для этих целей и марганцевоникельхромистая
аустенитная сталь, более экономичная, чем хромони~келевая типа
Х18Н9. При таком составе (сталь С) она обладает еще и удовлетвори-
тельной обрабатываемостью резанием.
6. АН ИЗОТРОП НОСТЬ СВОЙСТВ Л ЕГИ РОВАН НОЙ
КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
' У плоских заготовок следует различать два поперечных направления.
Из механических характеристик монокристалла железа естествен-
ная анизотропия присуща только модулю упругости и в некоторой сте-
пени твердости (см. стр. 14). Поэтому сталь в литом состоянии по
свойствам .прочности изотропна; по пластичности же и вязкости литая
сталь большей частью обладает незначительной анизотропностью, кото-
рая обусловливается, направленностью кристаллизации.
С увеличением степени обжатия, или «степени уковки», слитка
анизотропность механических свойств стали усиливается. Эта анизо-
тропность свойств также в основном связана не'с установлением хри-
сталлической текстуры при деформировании, а является следствием
вытягивания некоторых структурных составляющих стали, главным об-
разом пластичных при высокой температуре неметаллических фаз,
стойких карбидов, нитридов и др., в на~правлении деформирования. По-
ры, и особенно дендритная ликвация, получающиеся в слитке, также
являются одной из основных причин значительной анизотропности ме-
ханических свойств проката ~или поковок.
Анизотропность свойств конструкционной стали имеет важное прак-
тическое значение. В некоторых случаях она используется. Примером
может служить рессорная и пружинная сталь. В большинстве же слу-
чаев, особенно для крупных поковок,в тяжелом общем и специальном
машиностроении, для трубчатых поковок и др. анизотропность обуслов-
ливает пониженные свойства у изделий,,нагруженных «поперек волок-
на». Поэтому изучению анизотропности посвящено много работ.
При этом установлено, что с увеличением степени уковки свойства
изменяются, как правило, по схеме рис. 201. Характеристики сопротив-
ления стали пластической деформации вдоль и поперек на~правления
деформирования имеют практически одинаковые значения. Сопротив-
ление же разрушению Я„зависит от направления деформирования, бу-
дучи меньше поперек этого, направления, как это, видно, например, из
рис. 202, на котором показаны значения сопротивления разрушению.
определенные на ~продольных и поперечных образцах ванадиевой стали
с 0,4'/, С после закалки с 900' и отпуска на различную твердость, т. е.
в широком диапазоне температур 1см. также 190].
Обычно количественной характеристикой анизотропности служит
коэффициент анизотропности и, представляющий собою отношение
свойств вдоль волокна к свойствам поперек волокна '. В одном и том

АНИЗОТРОПНОСТЬ СВОЯСТВ
293
же направлении свойства зависят от угла, составляемого осью испы-
туемого образца с направлением двформирования (табл. 27 и рис. 204,
205). Можно считать, что степень анизотрапности тем больше, чем при
меньшем значении угла с направлением деформирования начинается
падение пластичности и вя~зкости. Поперечное направление не всегда
наихудшее. В некоторых случаях, например у углеродистой стали в
отожженном состоянии, наихудшие свойства наблюдаются под углом
60 — 75' к направлен~ию деформирования Б89].
2бО
240
~э
&
~С
~3
' »1
о
220
200
180
~40
20 25 80 35
ТВер8ость Яс
Степень укодки
Рис. 201. Схема изменения
механических свойств в за-
висимости от степени уков-
ки на продольных (1) и по-
перечных (2) образцах от-
носительно волокна
Рис. 202. Значения сопротивления
разрушееию у продольных (1) и по-
перечных (2) образцов ванадиевой
стали, закаленной и отпущенной на
разную твердость
Анизотропность пластичности связывают с неравномерным IIpQ
теканием пластической деформации в объеме кристалла (6161. В дан-
ном случае, вследствие концентрации напряжений на границах зерен,
создаваемой постронним~и фазами, у границ величина деформации
должна быть больше, чем в центре зерен, причем эта разница у попе-
речных образцов будет больше, чем у,продольных. Поэтому у продоль.
ных образцов разрушение наступает при большей средней деформации,
чем у поперечных. Та~к как коэффициент упрочнения вдоль и поперек
волокна одинаков, то меньшие значения сопротивления разрушению S„
и ударной вязкостями поперек волокна считают следствием значительно-
го понижения предельной, пластичности на поперечных образцах.
Нам, однако, кажется более вероятным, что уменьшение предель-
ной пластичности у поперечных образцов не причина, а следствие
понижения сопротивления разрушению S». Вытянутые в направлении
деформ~ирования низкопрочные посторонние фазы понижают S». По-
этому поперечные образцы разрушаются преждевременно, до исчерпа-
ния их пластичности, которая сама IIIQ себе не отличается от таковой у
продольных образцов. При таком подходе легче объяснить то обстоя-
тельство, что характеристики сопротивления ~пластической деформации
не анизотропны. В этом случае нет также необходимости считать, что
вытянутые вдоль заготовки включения располагаются в основном по
границам зерен; про~извольное их расположение в зерне в подавляю-
щем большинстве случаев наблюдается и в действительности.
Если считать первичным следствием деформировакия сл~итка по-
нижение S» в поперечном направлении, то количественной характери-

2Д4
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИOHHOH УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
сникай анизотропности принципиально правильнее брать степень изме-
нения именно этой величины [см. также 515]. Удобней, однако, пользо-
ваться коэффициентом и.
В исследовании Л. А. Гликмана и Е. M. Шевандина [616] на угле-
родистой и хромомолибденовой стали было показано, что критическая
температура хрупкости на поперечных образцах практически такая
же, как на продольных. Так как величина предела текучести не зависит
от,направления деформирования, то авторы, в соответствии со схемой
рис. 143, считают, что сопротивление отрыву также не анизотропно.
Заметим, однако, что на закаленных инструментальных сталях наблю-
дается анизотро|пия сопротивления отрыву, даже в случае отсутствия в
них карбидной неоднородности. Анализ опубликованных в последнее
время экспериментальных данных [590] показывает, кроме того, что не-
которая анизотропность присуща и критической температуре хрупкости.
В ряде случаев анизотропность ударной вязкостями резче выявляется прн
низкотемпературных испытаниях.
Возможно, что малая аниаотро~пность критической температуры
хрупкости связана с тем, что сопротивление разрушению S», будучи
при комнатной температуре меньше у поперечных образцов, так же как
предел текучести возрастает с понижением температуры. В таком слу-
чае должно быть принципиально возможно и некоторое повышение, н
некоторое понижение критической температуры хрупкости у попереч-
ных образцов, что, .вообще говоря, иногда также наблюдается.
Повышение ударной вязкости на продольных образцах параллель-
но понижению ее на поперечных, по-видимому; объясняется тем, что
продольные образцы в данном случае можно до некоторой степени упо-
добить составным с прослойками, образуемыми вытянутыми фазами;
у таких образцов работа разрушения значительно повышена [591].
При прочих равных условиях степень анизотропности свойств, как
установлено в ряде исследований [41, 515, 590], увеличивается с повы-
шением уровня прочности стали. В частности, у низкоотпущенной ста-
ли коэффициент анизотропности обычно больше, чем у высокоотпущен-
ной. Это видно и из табл. 26 [592] для хромоникельмолибдено~вой стали
40ХНМА. Из той же табл. 26 следует, что у хромистой стали 40Х наб-
людается как будто обратное. Однако значения коэффициента анизс
тропности при ни~эких и средних температурах отпуска у стали 40Х, а
также в закаленном состоянии и после отпуска при 100' у стали
40ХНМ, нельзя считать достоверными (в связи с чем нами и поставле-
ны знаки вопроса), так как разрушение здесь в основном хрупкое. Оо
этом св~идетельствует также значительная анизотропность предела
прочности, который в данном случае, очевидно, совпадает с сопротив-
лением разрушению
Из рис. 203 [235], иллюстрирующего усиление отрицательного влия-
ния ликвации на анивотропность с увеличением степени уковки, одно-
временно следует, что у мартеновской стали анизотропность проявляет-
ся в большей степени, чем у электростали. Это подт~верждается и мно-
гими другими исследованиями [593]. Широко распространено (особен-
но в Англии) также мнение, что кислая мартеновская сталь для поко-
вок, нагруженных в радиальном направлении, лучше основной. Однако
послевоенный опыт и дополнительные исследования [594] показывают,
что и для таких поковок основная мартеновская сталь может обеспе-
чить свойства, равноценные кислой мартеновской и электростали, при
тщательном ведении процесса выплавки и здоровом слитке. В частно-
сти, сообщается, что в Западной Германии после войны было изготов-

295
АНИЗОТРОПНОСТЬ СВОЙСТВ
.лено без брака из основной мартеновской стали очень большое количе-
ство поковок для роторов и турбинных валов.
Высокотемпературный диффузионный отжиг слитков и особенно
заготовок должен уменьшить анизотропность свойств стали за счет
ослабления ликвации. Некоторые американские и отечественные иссле-
дователи считают, правда, что такой отжиг не оказывает существенно-
го влияния на свойства поперечных образцов и, как правило, не оправ-
120
+e
~" во
w 60
~до
~~ го
О
2 4 6 8 102 4 6 8 УО 2 4 6 8 so
Степень ухода
а д
Рис. 203. Влияние степени уковки и ликвации на коэффи-
циент авизотропности механических свойств:
а — относительное сужение; б — относительное удлинение; в
ударная вязкость:
& t; Ђ” ез замет ой ликва ии (электростал ) 2 Ђ” то же (мартен
ская сталь); 3 — развитая ликвация; 4 — очень развитая ликвация
Таблица 26
Механические свойства продольных (А) и поперечных (Б) образцов сталей 40ХНМА
и 40Х после отпуска и ри разных температурах
т, клемм*
a&g ; . ком/
Темпера-
тура
отпуска
oG
А
А
А
С т ал ь 40ХНМА
1,7
1,0
16,9
12,7
11,3
23,0
33,2
33,9
44,3
Стал
2 05
3,0
2,1
2,0
1,9
~ ~ a — коэффициент анизотропности, подсчитан нами.
~~ знаки 7 поставлены нами.
Закалка
100
200
300
400
500
560
600
650
Закалка
100
200
300
400
500
560
600
650
218,7
213,5
190,6
165,8
149,9
1?0,8
H)6, 2
102,5
85,0
197,3
167,5
195,2
165,5
158,0
116,8
99,1
88,2
80,8
185,0
192,5
188,3
165,8
149,6
120,4
105,7
102,0
85,2
128,1
128,7
167,4
137,2
142,7
116,8
99,3
88,2
79,7
4,64
5,06
8,88
4,56
4,81
7,81
12,00
13,61
18,85
2,12
2,75
1,31
1,81
8,44
11,06
14,0
20,2
1,79
2,10
3,22
1,72
2,37
4,90
6,94
8,48
11,59
ь 40Х
0,85
0,75
0,91
0,56
0,84
2,12
3,56
5,03
5,6
2,6Р*~
2,4Р
2,7
2,6
2,0
1,6
1,75
1,6
1,65
2,4?
2,8Р
3,0Р
2,3Р
-,15Р
4,0
3,1
2,8
3,6
21,7
25,0
43,1
49,2
43,5
53,0
59,3
61,6
64,0
1,0
0
22,2
34,3
32,6
51,6
61,6
63,7
66,2
О
0
1,7
0
1,0
17,3
29,6
31,4
35,0
2,55
3,9
3,9
2,3
1,8
1,8
1,45

296
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
' По исследованиям автора совместно с А. Ф. Захаровой.
дывает себя [589]. Однако в ряде случаев диффузионный отжиг может
быть использован для этой цели ли~ба в виде самостоятельной опера-
ции, либо в виде удлинения нагрева заготовок перед прокаткой. Так,
И. Н. Голиков [5951, повторив три раза нагрев блюмсов сечением
220 &g ;&l ; 2 мм в методи еско п чи по бычно при ятому р жим
лучил на прокатанных затем заготовках сечением 140 )& t; 40 мм из с
лей 40, 40ХН, 35ХГСА заслуживающий внимания эффект. На крупных
поковках эффект ди~ффузионного отжига должен быть меньше.
Одновременное влияние содержащихся в стали неметаллических и
других фаз, вытягивающихся в направлении деформирования, и ликва-
ции, приводит к тому, что в центральной зоне поковки коэффициент
анизотропности при прочих равных условиях обычно больше, чем в пе-
р~иферийной (234]. Это явление бывает выражено в тем большей степе-
ни, чем крупнее слиток, и Q,íèì неизбежно приходится считаться в
крупных поковках, полученных из тяжелых и особо тяжелых слитков.
Имеются некотюрые данные, позволяющие предполагать, что у
крупных поковок ха~рактеристики пластичности и вязкости, особенню от-
носительное сужение, на образцах, вырезанных из внутренних слоев в
тангенциальном направлении к юси поковки, резко понижены из-за по-
вышенного содержания водорода в эт[их слоях. Такое предположение.
было высказано в свое время А. jI,. Крамар~овым. Опыты, проведенные
в последнее время на термически обработанных поковках диаметром
700 мм из хромоникелымолибденованадиевой стали [598], 980 мм из хро-
моникельмолябденовой и 1200 мм из хромоникелевой стали [597], IIQIKB-
зали, что длительный дополнительный отпуск (от 4 до 120 час.),при тем-
пературах, более низких, чем температура предшествующего отпуска,
повышает пластичность на тангенциальных образцах из ~глубинных сло-
ев, не вызывая заметного изменения характеристик прочности. Это, а
также непосрвдсгвенное определение содержания водорода [597] лод-
тверждает предположение о важной роли последнего в данном явлении.
Так как основным фактором, определяющим анизотропность
свойств стали, является ее неоднородность, то влияние состава стал~и и,
в частности, легирующих элементов в эгом направлении также опре-
деляется прежде всего тем, в какой степени тот или иной элемент спо-
собствует усилению ли~квации и образован~ию определенных неметал-
лических фаз. Из последних наиболее неблатоприятны сульфиды, вслед-
ствие чего сера в этом отношении особенно вредна. Из примеров, при-
веденных в табл. 27 и на ремис. 204 ', относящихся к кованому ферриту
с 0,03'/о С, на котором явление может быть изучено в наиболее чистом
виде, можно заключить, что легирование феррита большим количест--
вом серы действительно сильно по|нижает ударную вязкость под углом
больше 45'. Однако одновременное легирование такого феррита мар-
ганцем дополнительно увеличивает коэффициент анизотропности под
углом 90' почти вдвое, тогда как введение, никеля или молибдена лишь
очень незначительно увеличивает коэффициент анизотропности ферри-
та, легированного серой. Тот ~факт, что у феррита, легиро~ванного толь-
ко марганцем (табл. 27), ударная вязкость падает значительно меньше.
и то лишь под углом 90', показывает, что на анизотропности сказывает-
ся в основном образование сульфидов марганца, а не прямое влияние
этого элемента. Слабее сказывается и образование закиси марганца,,
хотя последняя, будучи пластичной фазой при температуре ко~вки, во-
обще говоря, также может быть причиной ан~изотропности свойств
стали.

АНИЗОТРОПНОСТЬ СВОЙСТВ
297
Таким образом, марганец с точки зрения свойств поперечных об-
разцов является вредным элементом, особенно при повышенном содер-
жании серы в стали. Еще более отрицательно влияет повышенное со-
держание кремния (рис. 205). На низколегированной хромоникельмо-
либденовой стали было показано 1590], что повышение содержания
кремния от 0,27 до 1,26% приводит к резкому понижению ударной вяз-
кости поперечных образцов в интервале температур от — 20 до — 100
стали с a~ = 85 — 90 кгlмм2 и почти не влияет у стали с cr~ = 125—
130 кг(мм'. Эта особенность влияния кремния, а также то, что оно поч-
ти не проявляется при содержании его меньше 1%, показывает, что
20
f5
«1
25
с, 20
~С ц
~ю
10
10
5
О 20 40 Ю 80 f00
Угол с напраВленоем кодки,
градусы
0 20 ФО &l ;о 80 1
98О,а с напраВлениец
кадки, град~си
Рис. 204. Ударная вязкость
под разными углами с направ-
лением ковки у феррнта с
0,03'lо С, легированного серой
и марган'цем:
I — 0 094% S; 2 — 0,09'/о S + 1,14й/е Мп
Рис. 205. Влияние кремния
HR ударную вязкость фер-
рита под разными углами
с направлением ковюи:
I — 0,51% S i; 2 — 1,11% Si
действие кремния обусловлено не только его окислами, как принято
обычно считать [см. 41], но и какими-то дополнительными факторами.
Вероятно, общее понижение кремнием пластичности феррита усилива-
ет чувствительность последнего к концентрации напряжений, что ска-
зывается особенно резко на ударной вязкости в направлении, не сов-
падающем с направлением деформирования.
Табли ца 2T
Влияние серы, отдельно и в комбинации с другими элементами, на анизотропность
ударной вязкости кованого фер рита в нормализованном состоянии
а~, кгм/смй, при содержании
Угол
с направле-
нием ковки
г рад.
0 10% $ + 0&gt;0 4
+ 1 39% Ni + 0,49~~ Мо
0,09% $ +
+ 1,14% Мп
О, 83% Мп 1, 53% Мп
0,094% $
0
15
30
45
60
75
90
30,!
25,4
28,6
30,5
33,1
31,8
13,8
22,3
22,1
24,5
24,8
24,8
13,7
25,4
27,5
27,0
26,3
23,0
18,9
16,5
25,2
25,4
27,б
21,!
11,0
8,5
24,1
26,1
24,0
24,0
21,2
18,5
14,1
-8,8
27,5
29,4
27,4
26,3
21,5
13,0

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
Усиление анизотропности делает, с другой стороны, марганец и
кремний полезными легирующими элемента~ми в стали, предназначен-
ной для изготовления рессор и пружин, так как волокнистая структура
повышает их служебные свойства, необходимые и для других аналогич-
ных изделий.
Хром, никель и молибден в хромоникель~молибденовой стали с
0,29% С, закаленной и отпущенной при 600', как видно из рис. 206 Б90],
практически не,влияют на ударную вязкость поперечных образцов,
определенную при температурах от комнатной до — 180'. По сравнению
же с хромистой сталью хромоникельмолибденовая, как можно видеть из
табл. 26, имеет в высокоотпу-
° щенном состоянии значительно
меньший коэффициент анизо-
° тропности за счет более высо-
ких значений ударной вязкости
Ю
~~~5 и относительного сужения в по-
перечном направлении. Хром,
при содержании его от 0,9 до
~~о 2,8%, а также молибден и воль-
фрам, введенные в феррит с
О ® 0,03% С, не понижают его удар-
17д О ной вязкости в нормализован-
ном состоянии под всеми угла-
ми к направлению прокатки
вплоть до 90' (рис. 207). Од-
нако никель в количестве 3,5%
несколько понижает ударную
вязкость под углами больше
45', что может объясняться его
-101 -46 — И'
~емператдра испытания, С
Рис. 206. Ударная вязкость хромоникельмо-
лиоденовых сталей с 0,29% С при низких
температурах на поперечных образцах. Стали
закалены и отпущены при 600';
= 133 кг/мм'
ликвацией (рис. 207) .
Углерод при содержании
его в пределах от 0,3 до 0,5% в
высокоотпущенной легирован-
ной стали понижает относитель-
ное сужение и ударную вяз-
кость поперечных образцов при
одинаковом значении предела
Химический состав, %
Условные
обозначения
Мо
0,52
0,94
0,52
0,52
1,05
1,05
1,71
1,05
2,48 (основа)
2,48
2 48
з,'зз
О
И
П
прочности. При этом степень его влияния с понижением температупы
становится меньше. Присадка бора несколько ухудшает в поперечном
направлении вязкость стали, в которую он вдеден, при одинаковой
прокаливаемости. Если же основа обладает недостаточной прокаливае-
мостью, а бор повышает ее, то за счет этого он повышает также удар-
ную вязкость поперечных образцов 1590].
Малые добавки некоторых элементов, образующих стойкие окислы,
карбиды и нитриды, увеличивают коэффициент'анизотропности харак-
теристик пластичности и ударной вязкости. Особенно заметно ~в этом
направлении влияют добавки титана и алюминия, тогда как ванадий
ни в виде малой добавки (0,03 — 0,05о/p), ни в количестве, которое обыч-
но вводят в конструкционную сталь, на пластичность и ударную вяз-
кость в поперечном направлении практически не влияет. Отсюда можно
заключить, что отрицательное влияние титана и алюминия обусловлено
в основном образуемыми ими нитридами и в значительно меньшей
степени окислами и карбидами.
Следует сказать, что вредное влияние некоторых легирующих эле-

АНИЗОТРОПНОСТЬ СВОЯСТВ
299
ментов на анизотропность, поскольку оно в основном не прямое, а
косвенное, может быть предотвращено или, по крайней мере, значи-
тельно ослаблено металлургическими приема~ми, уменьшающими в ста-
.пи общее количество сульфидов и других неметаллических фаз. В част-
ности, имеются сообщения [590] о повышении пластичности,и ударной
вязкости в поперечном направлении, достигнутом при введении в сталь
с 0,46'/о С и 0,83% Мп добавки так называемого ланцерампа, представ-
ляющего собою лигатуру из редкоземельных элементов: церия, ланта-
на, празеодима, неодима, самария и др. (см. стр. 345). По-видимому,
этот эффект объясняется главным образом тем, что, образуя стойкие
сульфиды, эти элементы снизили содержание серы в стали с 0,027 до
'0,010о/о. Уменьшение общего содержания водорода в стали также долж-
но .приводить к улучшению свойств на поперечных образцах. Удаляясь
.из стали по сечению заготовки неравномерно, водород в повышенном
35
ЗО
Рис. 207. Влияние хрома, никеля, мо-
либдена и вольфрама на ударную
вязкость феррита под разным~и угла-
ми с направлением ковки:
'О — 3,45% Ni; ° — 2,11% W; V — 0 28% Мо:
Х — 088%, 1 7% и 278% Gr
25
20
10
g У5 Д0 g5' ~0 75 ЯО
угол с напрафленцщи~оВкц градусы
количестве, как уже упоминалось, ~может |вызвать значительное пони-
жение относительного сужения в глубинных слоях крупных поковок в
тангепциальном направлении.
Уменьшение анизотропности свойств может быть достигнуто также
за счет условий деформирования слитка и регулирования степени уков-
ки, В частности, положительные результаты дает ковка с осадкой.
Свойства поперечных образцов из внутренних слоев крупных поковок
под влиянием ковки с осадкой не улучшаются, вероятно, потому, что
.при этом не изменяются степень и расположение дендритной ликвации
[см. 594]. Особенно это относится к хромомолибденовой стали, у кото-
рой во внутренних слоях слитка не наблюдается таких крупных пер-
вичных кристаллов, как в легированной никелем стали. Поэтому влия-
ние ковки с осадкой как фактора, способствующего улучшению свойств
внутренних слоев за счет разрушения крупных кристаллов, здесь так-
же не сказывается. Но в ряде случаев ковка с осадкой может быть при-
менена для получения крупной поковки из относительно небольшого
слитка. Так как в малом слитке дендритная ликвация и другие пороки
выражены значительно слабее, то и анизотропность свойств в такой по-
ковке будет меньше.
Что касается степени уковки, то величина ее, при которой пластич-
ность и ударная вязкость в поперечном направлении, в соответствии
со схемой рис. 201, достигают максимума, зависит не только от состава
стали, но и от условий термической обработки заготовок. В среднем

300
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛЯ
можно считать оптимальной с точки зрения поперечных свойств степень.
уковки около 4. Так как при такой степени уковки дефекты слитка,
особенно зональная неоднородность его, устраняются еще далеко не
полностью, то конфигурация слитка, влияющая на ero зональную не-
однородность, для такой легированной конструкциойной стали, поков-
ки из которой нагружены главным образом поперек волокна,,приобре-
тает особо важное значение.
7. ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
Флокены представляют собою внутренние трещины в металле. От
трещин другого происхождения флокены отличает ряд специфических.
особенностей их вида, расположения и условий, в которых они наблю-
даются. К числу наиболее важных из этих типичных особенностей мож-
но отнести следующие. Флокены являются результатам хруп~кого, обыч-
но транскристаллического разрушения, без следов пластической дефор-
мации, имеют в изломе в одном направлении вид «волосных» трещин,
а в перпендикулярном — круглую или овальную форму, и чаще всего
серебристый цвет, хотя цвет несколько зависит также от состава ста-
ли и ее термической обработки после дефор~мирования. Закономерно
флокены наблюдаются в центральной зоне деформированных заготовок
и в виде включений — в отдельных местах литых изделий. Располага-
ются флокены вдоль «волокна», полученного при деформировани~и, па-
раллельно неоднородностям и вытянутым неметаллическим ~включени-
ям, около недеформированных включений, в мартенситных участках
и т. п. Лишь при наличии в заготовке значительных осевых, напряжений
их ориентировка изменяется и может стать перпендикулярной оси.
Флокены образуются только виже температуры 150 — 250', иногда
300', чаще всего при комнатной температуре. При этом наблюдается
инкубационный период, длительность которого может быть и очень ма-
лой и состав. пять много часов, а рост флокена происходит во времени.
Характерна также необратимость процессов, приводящих к образо-
ванию флокенов. Если флокеночувствительная сталь после деформиро-
,вания была охлаждена чрезвычайно медленно, она перестает быть фло-
кеночувствительной. Такой же эффект дает длительный .изотермический
отжиг при повышенных ил~и высоких температурах. Однако нагрев в
среде, содержащей даже 12 — 15% водорода, может сделать сталь снова
сильно чувствительной к образованию флокенов. Склонность к образо-
ванию флокенов может появиться у стали при сварке, в зоне, прилегаю-
щей к шву, при цементации, если детали подвергаются за~калке непосред-
ственно с цементационного нагрева, при нанесении гальванических по-
крытий, при травлении и т. и. В последних двух случаях не следует смс-
шивать это я~вление с обратимой электролитической или травильной
хрупкостью, обусловленной влиянием водорода как легирующего эле-
мента и устраняемой после его удаления из стали.
Наконец, немаловажной отличительной особенностью флокенов яв-
ляется и то, что они не образуются в нормальных условиях в ряде высо-
колегированных сталей — ферритных, полуферритных, аустенитных.
Особенно интересно отсутствие чувствительности к флокенам у быстро-
режущих сталей, несмотря на то, что при ускоренном охлаждении в них
возникают очень большие напряжения.

301
ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
А. О ПРИРОДЕ ФЛОКЕНОВ И МЕХАНИЗМЕ ИХ ОБРАЗОВАНИЯ В СТАЛИ
В развитии гипотез о природе флокенов и механизме их образования
в стали можно различить два этапа: до и после, возникновения так назы-
ваемой водородной теории флокенов. На первом этапе непосредственной
причиной образования флокенов в стали одни считали дендритную лик-
вацию, друпие — неметаллические включения, третьи — нитриды, четвер-
тые — высокое давление образующейся окиси углерода, пятые — давле-
ние водяных паров, шестые — структурные напряжения и т. п. Все эти
гипотезы IB настоящее время следует считать недостоверными', хотя не-
которые из перечисленных факторов могут служить дополнительными
условиями, способствующими образованию флокенов. Интересно все же
отметить, что некоторые исследователи и в последнее время [613] пы-
таются без достаточных оснований приписать главную роль в образо-
вании флокенов дендритной ликвации, а,водородные теории считают
мало достоверными.
В 1932 — 1933 гг. были опубликованы наши исследования [29], в,ко-
торых экспериментально, путем введения водорода в сталь при повышен-
ных температурах и высоких давлениях, было показано, что водород п р и
в ы хо де из стали может образовать в ней трещины. Так, на образце
толщиною 3 мм из стали с 0,78'/о С была получена огромная трещина
почти по,всей длине образца. На приведенном ниже рис. 208 показан
продольный раз~рыв образца диаметром 15 мм,из стали с 1,2'/, С. Обра-
зец до обработки в водороде был покрыт слоем серебра для того, чтобы
водород входил только с торцов. Так как ~во всех случаях сталь оказа-
лась сильно обезуглероженной (что приводило, например у стали с
0,78о/о С, к понижению коэрцитивной силы в несколько раз), нами было
высказано предположение, что трещины образуются главным образом
метаном, продуктом реакции введенноГо водорода с карбидами. Тогда
же нами было указано на важное значение температуры при которой
удаляется водород, и отмечено, что в случае удаления его при высоких
температурах трещин не образуется.
Позднее было показано [2491, что охлаждавшиеся на воздухе поков-
ки из опытных 50-килограммовых плавочек хромоникелевых сталей, че-
рез,которые,в жидком состоянии продувался водород, имели флокены,
тогда как поковки из тех же сталей, через которые водород не продувал-
ся, флокенов не имели. Многочисленные последующие исследования,
проводившиеся в разных странах, подтверждают, что основной при-
чиной образования флокенов является водород. Однако механизм дейст-
вия водорода, зарождения флокена и его роста до сих пор не выяснен,
хотя этот вопрос представляет болыпой теоретический ~и практический
интерес.
Большинство исследователей считает, что избыточно растворенный
' Подробнее о «доводородных» гипотезах и их критику см. [632, стр. 12 — 31].
Таким образом, специфичность процессов, обусловливающих возник-
човение флокенов B стали, несомненна. Эту специфичность мы учиты-
ваем в предлагаемой нами ниже гипотезе о механизме образования фло-
.кенов. Установленные более или менее в настоящее время основные фак-
ты и явления, сопутствующие, образованию флокенов, ши~роко освещены
в литературе [632, 599 — 601, 603 — 605, 608 — 610, 250, 251, 256, 268, 402 и
др.]. Поэтому нет необходимости подробно на них останавливаться, тем
более что в дальнейшем мы должны будем их коснуться при рассмотре-
нии соответствия нашей гипотезы фактам.

3Q2,
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
' Недостаточная достоверность гипотезы [599] по ряду других причин была по-
казана в работах [600, 601, 603 вЂ 6, 608, 609].
в стали водород, выделяясь при низких температурах за счет диффузии,
проникает в поры или в «щели» мозаичной структуры, где он переходит
в молекулярную форму и теряет способность диффундировать. Накоп-
ление молекулярного водорода приводит к повышению его давления, ко-
торое может в результате превзойти предел прочности или даже сопро-
тивление отрыву стали, вследствие чего и образуются флокены.
Так как, однако, одного лишь давления водорода недостаточно для
хрупкого разрушения, то полагают, что значительную роль играют на-
пряжения — термические, структурные или деформационные — или, на-
конец, несколько видов напряжений одновременно. Большинство иссле-
дователей придает также важное значение неравномерному распределе-
нию водорода, главным образом в пределах дендрита. Таким образом,
господствующей в настоящее время является концепция комбинирован-
ного влияния водорода и напряжений [251, 256, 41, 250].
другая группа гипотез, отдавая должное роли структурных, терми-
ческих и иных напря&gt;кен й, ин че объясн ет механ зм дейст ия сам
водорода. Так, например, высказывалось мнение Б99], что вследствие
неравномерного распределения водорода объем одних участков, из кото-
рых удаляется водород, уменьшается больше, чем других, вследствие
чего эти участки оказываются в состоянии всестороннего растяжения.
вызывающего хрупкое разрушение.
,7[ругие исследователи считают [608], что флокены образуются в ос-
новном вследствие больших напряжений, вызванных увеличением пери-
ода решетки ~-железа при пересыщении его водородом. Однако по дан-
ным Ф. Вевера и Б. Пфарра [615], показавших, что водород образует с
железом твердый раствор внедрения [см. также 252], один атомный про-
цент водорода увеличивает период решетки железа лишь на 0,12о/о. Это
означает, что при содержании в стали 0,001'/, (вес.) водорода период
решетки увеличится - на 0,007'/о. Между тем на несколько порядков
большее, искажение решетки железа, например в мартенсите, как из-
вестно, не вызывает образования флокенов. По этой же причине и
уменьшение объема некоторых участков стали при удалении из них Во-
дорода едва ли может иметь серьезное значение'.
Третьи исследователи считают [603], что только реакция образова-
ния метана может обусловить повышение давления, достаточное для
возникновения флокенов, особенно при небольших напряжениях, напри-
мер в углеродистой и низколегированной стали.
Четвертые полагают [632, 605], что решающим фактором в образо-
вании флокенов является понижение пластичности стали, вызванное на-
ходящейся в растворе частью, водорода. В соответствии с этим пред-
положением возникновение флокенов в стали возможно только тогда,
когда часть водорода растворена в металле и понижает его пластич-
ность, а остальная, избыточная часть, выдепяясь в поры, создает высо-
кое давление.
Понижение водородом пластичности стали — несомненный факт.
Но именно поэтому понижение частью водорода пластичности стали не
может быть решающим фактором в образовании флокенов в стали. Яей
ствительно, если для образования флокепов водороду необходимо одно-
временно и понизить пластичность, то непонятно, почему в этой роли его
не могут заменить другие элементы, которые в некоторых сталях, напри-
мер в быстрорежущей, не менее резко понижают пластичность и все же

ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
ЗОЗ
не способствуют, а, наоборот, препятствуют образованию флокенов да-
же при высоком содержании водорода в стали'.
Упомянем также, что высказывалось предположение [307], связы-
вающее роль водорода с тем, что он присутствует B стали не B форме
гидридэв или твердого раствора внедрения, а в ионизированном состоя-
нии, в виде протонов. которые проникают в глубокие уровни электрон-
ных оболочек, изменяя характер взаимодействия атомов. Согласно этой
гипотезе, в образовании флокенов водород играет косвенную роль; непо-
средственно же их вызывает окись углерода.
Общим в гипотезах второй группы является то, что их авторы счи-
тают мало вероятным образование флокенов за счет давления накапли-
ваемого молекулярного водорода даже при участии напряжений. Воз-
можность такого механизма хрупкого разрушения, учитьгвая, что давле-
ние накапливающегося в порах молекулярного водорода должно прев-
зойти не предел прочности стали, а ее сопротивление отрыву, да еще при
условии, что разрушаемые объемы находятся внутри массивной поковки,
нам также кажется более чем сомнительной. Кроме того, расчеты одних
исследователей показывают, что давление водорода может превзойти
предел прочности стали. Из расчетов же других следует, что давление
водорода имеет низкие значения как раз при тех температурах, при ко-
торых образуются флокены. Это обстоятельство заставляет сомнавать-
ся и в надежности самих расчетов. Напряжения же могут, конечно, и
облегчать образование данной трещины. Ясно, однако, что приблизи-
тельно такова же степень вероятности другого стечения обстоятельств,
при котором напряжения будут затруднять образование флокена. Ниже
мы попытаемся показать, что водород может, по-видимому, обойтись и
без «помощи» напряжений и что напряжения безусловно могут влиять
только на ориентировку флокенов.
М ы п о л а г а е м 1817], что флокены — результат не статического,
а динамического хрупкого разрушения и притом с большой скоростью.
Механизм явления приблизительно следующий. При ускоренном или
быстром охлаждении заготовки, содержащей избыточное против рав-
новесного для данной температуры количество водорода, фиксируется
пересыщенный твердый раствор. Этот раствор при комнатной или не-
сколько повышенной температуре разлагается, и избыточный водород в
большинстве случаев в атомарном виде удаляется из стали за счет диф-
фузии в атмосферу.
В местах заготовки по ее поперечному сечению, в которых диффузия
замедляется, скапливается, естественно, некоторое количество атомов
водорода. О том, что могут представлять собою очаги скопления водоро-
да, будет сказано ниже. Здесь важно только подчеркнуть, что эти оча-
ги — не поры или «щели», а состоят из кристаллическои решетки метал-
ла, взаимодействие с которой н о р м а л ь н о препятствует атомам во-
дорода сблизиться. Но когда в таком очаге скопится б о л ь ш о е к о л и-
ч е с т в о атомов водорода, оказывается возможным их сближение до
равновесного расстояния между протонами (0,74 А), соответствующего
минимуму потенциальной кривой, и ассоциация их в молекулы. В ре-
зультате реакции образования молекулярного водорода, протекающей в
течение очень малого времени, порядка 10 ' сек., освобождается энергия
связи, равная — 104 ккал/моль, или 52 ккал)г-атом, т. е. на 1 г водорода.
Если у очага образования молекулярного водорода металл нзотро-
пен или почти изотропен, так что очаг можно рассматривать как вну-
' Более подробную коитику этой гипотезы см. в рецензии И. Н. Г о л и к ов а на
книгу В. Я. Дубового. Сталь, № 9, 1950, стр 860. См. также (599].

.З04
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОй УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
~ При этом мы заведомо не учитываем уменьшения работы разрушения за счет
большой скорости деформирования и растворенного в стали водорода.
трений объем весьма толстостенного стального сосуда, то освободив-
шаяся энергия никакого механического эффекта не произведет, а вызо-
вет только некоторый локальный нагрев металла. Если же к очагу при-
легают ориентированные в одном ~напра~влении неоднородности, играю-
щие роль ослабления или внутренних надрезов, то освободившаяся энер-
гия, кроме незачительного нагрева близлежащего очень тонкого слоя
металла, вызовет хрупкое разрушение, причем трещина будет иметь
форму очень тонкого и узкого кольца вокруг очага. Это и есть «заро-
дыш» флокена, диаметр которого зависит от количества выделившейся в
очаге энергии и который может представлять собою локальный разрыв
межатомных связей на протяжении сотен или тысяч атомных слоев.
Вследствие очень большой скорости реакции разрушение здесь носит
взрывной характер (тепловой взрыв).
На основании сказанного следует ожидать, что если сталь поглотит
о г р о м н о е к о л и ч е с т в о водорода, то атомы его смогут сблизиться
на равновесное расстояние в большом объеме. Тогда должно быть воз-
можно разрушение не в,маленьких объемах (флокены), а .всего образ-
ца, причем разрушение должно носить,взрьгвной характер. Именно такой
вид и имеет показанная на рис. 208, а [483] продольная трещина, образо-
вавшаяся в стальном образце диаметром 15 мм в процессе охлаждения
его на воздухе после нагрева,в течение 96 час. в водороде при 450' и
давлении 200 ат. Во взрывном характере этой трещины убеждает так-
же сравнение ее вида с видом показанной на рис. 208, б продольной тре-
щины, полученной,в пустотелом цилиндричесиом образце путем поро-
хового взрыва.
Рассмотрим, каковы энергетические возможности образования пер-
вой хрупкой трещины — круглого зародыша флокена протяженностью,
нал~ример, в 7500 атомных слоев или диаметром 2 10-' см (0,002 мм).
Площадь такой трещины -3.10-а см'. Среднее значение ударной вяз-
кости охлажденной на воздухе катаной или кованой заготовки состав-
ляет около 3* кгмlсм'. Следовательно, для образования зар~одыша необ-
ходима работа в 9 10-' кгм. Один грамм водорода при ассоциации ero
атомов в молекулы освобождает 52.427 = 22 10' кгм (1 ккал =
=- 427 кгм). Предположим, что 25% освобождающейся энергии затра-
чивается на .нагрев очень тонкого слоя металла. Остается 16,7. 10а кгм.
~1ля того чтобы произвести ра~боту в 9 10-а кгм, требуется, следователь-
но, 9 10-'. 16,7 10' = 54 10-'2 г водорода.
Содержание водорода в стали, при котором в ней уже образуются
флокены, составляет около 0,0007О/&lt &gt . Это озн чае , что з родыш ф
диаметром 2 10-4 см может образоваться, есл~и в очаге, где диффузия
замедляется, скопится либо все количество водорода, содержаще-
гося B 5,4 . 10-": 7 10-' = 7,7 10-' г, т. е. в 1 ° 10-4 мм' стали, либо
только половина водорода, содержащегося,в 2 10-' мм' стали, да-
же при условии равномерного распределения водорода и без уча-
стия напряжений. На накапливание водорода в очаге за счет диффузии
и их сближение на расстояние, соответствующее минимуму потенциаль-
ной кривой, и затрачивается часть времени, из которого складывается
инкубационный период, о чем более подробно будет сказано ниже. Само
собою разумеется, что ассоциация атомов водорода в молекулы может
произойти и до того, как скопится указанное количество водорода; толь-
ко в этом случае размер зародыша флокена будет меньше.

ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
305
Может ли, однако, очаг вмест~ить количество водорода, необходимое
для образования зародыша флокена? В рассматриваемом примере это
количество водорода, составляющее 5,4 10 " г, состоит из 6,06 102' .
5,4 . 10 " = 3,27 . 10'2 атомов. Если толщину трещины принять ра~вной
о
0,01 мм, то объем зародыша будет равен 3 . 10' 10' = 3 10'з А' (пло-
о
щать зародыша равна 3 10' А'). Пусть объем нормальных пустот в ре-
шетке, в которых могут поместиться атомы водорода, вместе с объемом
Рис. 208. Разрушение обоазцов:
a — продольный разрыв образца из стали с 1,2'/е С после нагрева его в те-
чение 96 час. в водороде при 450 и давлении 200 ат; б — продольная тре-
щина в пустотелом цилиндрическом образце, образовавшаяся при поро-
ховом взрыве
дефектных мест решетки составляет -25'/О от объема зародыша, т. е.
о о
7,5 10'2 А'. Атомный диаметр, водорода равен 0,92 А. Учитывая, что и
между атомами водорода,имеютоя пустоты, будем считаться не с объе-
о о
мом шара диаметром 0,92 А,,а с объемом куба с длиной стороны 0,92 A.
Тогда зародыш может ~вместить 7,5 . 10": 0,78 = 9,6 10" атомов. Сле-
довательно, 3,27 10'2 атомов,водорода может вместить очаг, объем ко-
торого примерно в три раза меньше объема зародыша флокена.
После того как трещина-зародыш образовалась, сближение входя-
щих в нее атомов водорода будет происходить значительно быстрей.
Будем считать, что ассоциация атомов произойдет сразу же после их
вступления в трещину, т. е.,всего лишь в нескольких атомных слоя~.
И каждой «порции» водорода, поступающей через стенки трещины, во
взятом нами примере будет содержаться 10' — 10' атомов. Выделяющей-
ся при этом энергии вполне достаточно для расширения трещины, т. е.
роста флокена, особенно если учесть, что работа разрушения стали под
влиянием трещины-зародыша резко понизится.
Ударную вязкость стали мы взяли в качестве критерия сопротивле-
ния только потому, что это единственная характеристика, позволяющая
хотя бы грубо приближенно судить о возможности разрушения стали
за счет энергии, выделяющейся при образовании молекулярного водоро-
да. Известно, что взрывная прочность также обнаружи~вает более близ-

306
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦР?ОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
кую связь (хотя и не явную) с ударной вязкостью, чем с другими меха-
ническими характеристиками стали.
Места в поперечном сечении заготовки, в которых диффузия водо-
рода при выделении его из твердого раствора замедляется, представля-
ют собой вытянутые в направлении деформирования неоднородности,
т. е. то же, что обусловливает анизотропность свойств деформированной
стали. Такими местами могут быть также неметаллические включения,
участки мартен~сита, игольчатого троостита (см. табл. 30) и т. п. Но эти
места одновременно играют роль ослаблений или внутренних надрезов,
при наличии которых только и могут образоваться флокены. Поэтому
ор~иентировка флокенов должна соответствовать направлениям анизо-
тропности свойств, т. е. флокены должны быть расположены главным
образом в направлении деформирования или под некоторыми углами
к этому направлению. Лишь в отдельных случаях, когда в заготовке
имеются другие ослабленные места ил~и надрезы, они могут распола-
гаться и по этим местам. В частности, большие осевые напряжения, соз-
давая поперек оси загото~вки более действенные ослабления, могут соот-
ветственно изменить и направлечие флокенов.
Отсутствие анизотропности и, следовательно, заведо-
м ы х внутренних ослаблений в л и то й с т а л.и и делает невозможным
з а к о н о м е р н о е получение в ней флокенов так как освобождающая-
ся энергия в этом случае, как уже указывалось, сможет вызывать толь-
ко локальный нагрев металла. Однако наличие случайных ослаблений
иди надрезов может привести к получению некоторого количества флоке-
нов и в литой стали.
Влияние других, важнейших факторов, в том числе легирующих эле-
мента~в, на флокеночувствительность стали в общем случае может быть
результатом их суммарного действия з нескольиих направлениях, глав-
ным образом на растворимость, водорода в стали при разных температу-
рах, на условия удаления ~водорода из твердой стали, определяемые его
диффузионной способностью при разных температурах и в разных фазо-
вых и структурных состояниях стали, на возможность связывания водо-
рода в гидридах, на анизотропность свойств стали, на образование не-
деформируемых неметаллических фаз, на характер продуктов превра
щения переохлажденного аустенита и его устойчивость, на склонность
стали к хрупкому разрушению. Попытаемся объяснить влияние важней-
ших факторов с .точки зрения описываемого механизма флокенообразо-
вания.
Скорость о хл ажд ения з а г ото~в ки влияет главным обра-
зом на степень пересыщения твердого раствора водородом. При этом,
кроме фактора времени, сказывающегося при разложении всякого твер-
дого раствора, что не требует разъяснений, в данном случае большое
значение, особенно в сталях мартенситного и перлитно-мартенситного
класса, имеет степень переохлаждения аустенита. Чем больше скорость
охлаждения, тем сильнее переохлаждается аустемит, т. е. тем при более
низкой температуре происходит превращение у — &gt &lt; 1(ак ви но и
209 и 210 [619], при превращении у — ~ скачкообразно выделяется повы-
шенное количество водорода. Чем ниже температура превращения
", — & t; ~, ем труд ее э от водо од смо ет удалит ся из ст ли за с ет д
фузии. 1~роме того (что еще,важнее), водород (как, впрочем, и другие
элементы) при всех температурах, а особенно при средних и низких, в
~-фазе диффундирует в десятки, сотни и больше раз энергичней, чем в
у-фазе (рис. 211). А так как понижение температуры превращения у~
-~п с увеличением скорости охлаждения приводит к тому, что диффу-

1406
14D4
1402
И
~~ ИОО
90б
7еМпература, С
fO
. 1000 50О 3® 200 Ю &lt; #_ ИЮ 00 ОО ИО
tD 1
Я6 1О 1,4 &l ;8 ,2 ,8 Гф 00 ~0 ,4 18 ,2 '0
Температура, 'К
Рис. 211. Скорость диффузии водорода в аустените и феррите
при разных температурах [254]
%1 f4
~w 12
~~ 10
~О
сз
Е
~О 2
400 600 @00 1000 1/00 1400900
Температура, С
Рис. 209. Растворимость водорода
в железе при разных темпера-
турах и давлении 1 ат по данным
Данные Sieverts'а
— — новые данные Sieverts'à
~~~ ~10 t
'Ъ р
5 10.
Qg.
10 4
1О ~
~Ф
О 5 /О 15 20 25 дО
смз/100г &l
О а В 12 16 20 24 28
%(Вес) 10 4
й3е~жан~е Жоро8а
Рис. 210. железный угол диаграммы со-
стояний железо — водород

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
зия водорода меньше или значительно,меньше времени протекает в ~-
,фазе и больше — в т-фазе, то это сильно ухудшает условия удаления его
,из стали. Это, как увидим ниже, играет особенно важную роль в легиро-
, ванных сталях.
Если сталь поглотила очень большое количество, водорода, например
при повышенной температуре под высоким давлением, то флокены обра-
зуются и после, медленного охлаждения, так как в этом случае в раст-
воре может остаться еще достаточное количество водорода.
Главным образом с условиями удаления водорода связано и отсут-
сгвие флокенов в наружной зоне заготовки. Из наружной зоны значи-
тельная, вероятно, даже большая, часть водорода удаляется уже при
охлаждении слитка. Дополнительная порция водорода успевает удалить-
~оя из этой зоны при охлаждении заготовки. В малых слитках и тонких
заготовках водород может удалиться и из центральных зон, вследствие
чего вероятность образования флокенов вообще сильно уменьшается,
конечно, если исходное общее содержание.водорода в слитке не слишкоч
велико.
Д и ф ф у з и о н н ы й о т ж и г cJIHTKQB,èëè заготовок может удалить
избыток водорода, понизив общее содержание его в стали до количест-
ва, соответствующего равновесному при температуре отжига. Чем выше
температура отжига (до области б(а)-фазы), тем больше водорода оста-
нется в стали, так как больше равновесное количество его, но диффузия
будет происходить с большей скоростью. Действительно, исследования
M. В. Приданцева [2511 показывают, что положительный эффект дает
диффузионный отжиг и при 800', но- для этого требуется большая вы-
держка. Отжиг при 1150' не дал никакого преимущества перед отжигом
при 1050'. Продолжительность изотермичеакой выдержки, после которой
сталь 25ХНМА не да~вала флокенов, с понижением температуры увели-
чивается как в области у-,фазы, так и в области &lt;-фаз ', но ри пе
ходе из области у-фазы,в область +-фазы скачкообразно уменьшается
[632]. Наилучшие результаты должен давать диффузионный отжиг при
температуре несколько ниже точки Ас1. В этом случае в стали останется
наименьшее количество водорода и в то же время диффузия будет про-
исходить в выгодных условиях, т. е. при повышенной температуре и в
ц-фазе (см. рис. 211).
О том, что положительное влияние диффузионного отжига заклю-
чаетоя в удалении водорода, свидетельствует и тот факт [632], что с уве-
личением продол~~жительности выдержки все время уменьшается пло-
щадь центральной зоны заготовки, пораженной флокенами, за счет уве-
личения площади дегазированной периферийной зоны. Следовательно,
естественно ожидать, что в местах, в которых диффузия замедляется,
при температуре отжига также должно скопиться повышенное количе-
ство, водорода, но через некоторое время, которое тем меньше, чем выше
температура, 3Tо скопление устраняется. При повышенных и высоких
температурах,,при которых не происходит ассоциации .атомов водорода
в молекулы, влияние этих скоплений никак не скажется. Но если таки»
очаги зафиксировать быстрым охлиидением, то при низких температу-
рах, будучи более мощными источниками энергии, выделяющейся при
ассоциации атомов водорода в молекулы, они должны привести к уве-
личению размера флокенов. Действительно, в опытах В. Я. Дубового[6321
до некоторой изотермичвской .выдержки при всех температурах, тем
меньшей, чем выше температура, систематически наблюдалось увеличе-
' Изотермическая выдержка при каждой температуре производилась после охлаж-
дения заготовки на воздухе до этой температуры.

ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
Г
ние размера флокенов, несмотря на уменьшение их количества. Однако
ни сам В. Я. врубовой,,ни другие не могли дать этому чрезвычайно инте-
ресному явлению никакого объяснения.
Так называемый и н к у 6 а ц и о н,н ы й и е р и о д складывается из
времени, необходимого: 1) для диффузи~и водорода до очага образ6ва-
ния флокена; 2) для сближения атомов ~водо~рода до равновесного рас-
стояния, когда они могут объединиться в молекулы; 3) на расширение
кольцевой трещины-зародыша флокена до таких раз~меров, когда она
становится видимой на макротемплете или под микроскопом. При ком-
натной или даже при несколько повышенной температуре на протекание
этих процессов требуется много времени. Это следует из рис. 211, из
данных С. С. Носыревой [309], а также из рис. 212 1615], на кото-
ром показано уменьшение периода решетки у поглотившей водород
2,8б15
О~
3
1
2,8610
2,8605
0 5 l0
Время, сутки
Рис. 212. Изменение периода решетки у поглотив-
шей водород углеродистой стали во время выле-
живания при комнатной температуре
углеродистой стали во время ~вылеживания при комнатной темпера-
туре. Мы видим, что 15 суток еще недостаточно для,полного удале-
ния в|одорода; только после нагрева при 400' в вакууме (пунктирные
линии на рис. 212) период решетки принимает почти исходные значения
(до введения водорода). При прочих равных условиях процессы, опреде-
ляющие инкубационный, период, будут протекать тем быстрее, чем боль-
ше пересыщен водородом твердый раствор. Следовательно, увеличение
скорости охлаждения заготовки и ее сечения, а также содержания водо-
рода в стали должно приводить к уменьшению длительности инкубаци-
онного периода, что и,наблюдает~ся в действительности. Факторы же,
уменьшающие скорость диффузии водорода, например мартенситная или
игольчатотрооститная структура (см. табл. 30) в сталях мартенситного
или перлитно-,мартенситного класса, наоборот, удлиняют инкубацион-
ный период.
Верхняя температурная rp ан ица образования
ф л окен о в определяется диссоциацией водорода и склонностью стали
к хрупкому разрушению в объемах, прилегающих к очагу флокена. Если
молекулярный водород образоваться не может, то и удаление его из ста-
ли, неза~висимо от его содержания в ней,,не при~ведет к образованию
флокенов. Что касается склонности стали к хрупкому разрушению, то
повышение температуры не только само по себе уменьшает возможность
хрупкого разрушения стали, но и компенсирует влияние болыцой скоро-
сти деформирования. Поэтому флокены могут образоваться только до
определенной температуры;в данной стали и только до некоторой тем-
пературы ( 300') вообще.

310
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
Увеличение скорости охлаждения и, следовательно, степени пересы-
щения твердого раствора водородом должно несколько повысить верх-
нюю температурную границу образования флокенов, что наблюдается и
на практике [603]. Нижняя температурная граница, в соответствии с об'-
щими закономерностями разложения пересыщенных твердых раствороз,
при этом, наоборот, понижается.
В изложенные представления о при~роде и механизме образования
флокенов в стали укладывается также возникновение их,в наружном
слое заготовки или детали при попадании в нее атомарного водорода
электролитическим путем. Однако, низкая температура и диффузия водо-
рода снаружи внутрь обусловливают и некоторые специфические особен-
ности возникновения флокенав в этом случае. Одна,из них заключает-
ся в том, что флокены могут здесь образоваться не во время удаления
водорода из сталк, а во время, проникновения его в сталь. Вследствие
этого они могут выходить непосредственно на поверхность детали, а ин-
кубационный период сводится в основном ко времени, необходимому на
расширение трещины до пределов ее видимости.
Вторая особенность заключается в том, что вероятность образо~ва-
ния флокенов здесь определяется в основном только склонностью стали
к хрупкому разрушению и анизотропностью ее свойств. Поэтому «элек-
гролитические» флокены могут образоваться наиболее легко в тонких
листах, .в которых сильно развита анизотропность. Они и образуются
обычно в виде пузырей, наружная тонкая стенка которых расположена
в плоскости, параллельной поверхности листа т. е. по «опасному сече-
нию». Подобное явление мы ~видим и в образцах на рис. 208, а и б, под-
вергшихся водородному,и пороховому взрыву, где наряду с продольным
разрывом наблюдается и вздутие. Но этого не может произойти при об-
разование флокенов внутри заготовки из-за большой толщины стенки
очага взрыва.
Большая склонность к хрупкому разрушению может легко привести
к образованию «электролитических» флокенов в таквх сталях, которые
нормально из-за действия других факторов вовсе не подвержены фло-
кенам, особенно в быстрорежущих, ферритных и полуферритных сталях.
Б. РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В ПРОЦЕССАХ ФЛОКЕНООБРАЗОВАНИЯ
В СТАЛИ
' С. С. Носырева [16] нашла и для аустенитной хромоникелевой стали почти та-
кую же растворимость водорода, как у железа.
В выдвигавшихся до сих пор гипотезах о природе флокенов и,ме-
ханизме их образования роль легирующих элементов тр~актуется по-раз-
ному. В частности, некоторые исследователи [например, 256, 609] учиты-
вают также их влияние на диффузию ~водородa и удаление его из стали.
Мы рассматриваем роль легирующих элементов в соответствии с раз-
виваемым нами предположением о механизме флокенообразования с
точки зрения их влияния в перечисленных на стр. 306 направлениях.
Легирующие элементы практически не,влияют или очень мало вли-
яют на растворимость водорода ~в стали при высоких температур~ах, как
это видно из табл. 28 [254] '. Однако на выделение из стали поглощенно-
го ею водорода при понижении температуры легирующие элементы ока-
зывают очень большое, влияние. По этому признаку, на основании имею-
щихся данных о гидридообразовании [628], их можно разделить на две
группы: 1) элементы, образующие с водородом сравнительно стойкие
гидриды (например, кремний, алюминий, хром, ванадий, титан, ниобий,

ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
311
медь), и 2) элементы, не образующие гидридов или гидриды которых
очень не стойки (железо, никель, кобальт, марганец, вольфрам, мол~иб-
ден) .
Таблица И
Влияние различных элементов на растворимость водорода в сталях
Химический состав, ~~~
Раствори
мость
водорода
при 9бО©
смз/100 е
Сг
Мп
Ni
Мо
W
0,13
0,99
0,13
1,06
0,25
0,10
0,24
0,35
0,45
0,40
0,30
0,90
0,40
0,90
2
4
6
7
8
9
10
0,14
0,31
0,30
0,42
0,24
0,67
0,28
5,64
4,97
5,56
5,61
5,70
7,60
5,84
1,52
1,53
2,68
18,00
2,72
4,11
1,03
0,24
0,26
8,9
0,52 А1
' Следует отметить, что некоторые гидриды приближаются к соединениям, в кото-
Гых водород удерживается силами физической адсороции в дефектных местах решет-
ки [628].
2 См. также Ю. A. Е;лячко и Т. А. Измàíîва. Сталь, № 6, 1957,стр. 507.
При небольтпом содержании элементов первой группы, нормальном
для конструкционной стали, это их свойство почти не сказывается на
удалении водорода. Это можно объяснить очень малой термической
стойкостью гидридов, вследствие чего при температуре их образования
количество гидрида, находящееся в равновесии с водородом и соответ-
ствующим элементам, очень мало [628]. Если же такие элементы содер-
жатся ~в стали в больших,количествах, в десятки и сотни раз превосхо-
дящих их количество (в атомных %), соответствующее стехиометриче-
скому составу гидрида', они могут связать в гидридах грактически весь
поглощенный сталью в нормальных условиях водород'. А так как гид-
рнды неспособны диффундиро~вать, то связанный в них водород уда-
литься из стали .не может. Вследствие этого стали, легированные боль-
шим количеством гидрообразующих элементов, должны обладать
большой хрупкостью, обусловливаемой, водородом как легирующим
элементом, но в то же время водород не может вызвать в них образо-
вания флокенов.
Но гндриды образуются (при ахлаждении) и, соответственно, дис-
социируют (при нагревании) при более или менее определенной для
каждого гидрида температуре. Следовательно, в таких сталях при тем-
пературах выше температуры диссоциации гидридов весь водород будет
находиться в твердом растворе и в процессе охлаждения слитка (заго'-
товки) будет выделяться только,до температуры образования гидридов.
Так, например, у кремнистой стали типа трансформаторной, а также у
сплава железа с 1,5% Si и 2,4% Ti наблюдалось прекращение выделе-
ния водорода при охлаждении ниже 700' [629, 619]; у высокохромистой
стали, содержащей 12,5% Сг, —. ниже 800 — 850' [267].
Поэтому в высокохромистой, высококремнистой и быстрорежущей
стали флокены при охлаждении заготовок на воздухе,не образуются.
В первых двух сталях этому способствует и то обстоятельство, что диф-
фузия водорода во всем интер~вале температур протекает в ~-фазе т. е.
с наибольшей скоростью, вследствие чего и избыточный водород, сверх
связанного в гидридах, сравнительно легко удаляется. В быстрорежу"

312
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
щей ~å стали главным фактором я~вляется, по-видимому, соде~ржание
ванадия и хро~ма. В частности, флокены наблюдаются в шт~амповой ста-
ли 3Х2В8, содержащей очень мало ванадия и меньше хрома [250]. До-
полнительным благоприятным фактором для быстрорежущей стали яв-
ляется малый размер слитков и аагото~вок, что облегчает удаление из-
быточного водорода в процессе нагрева и охлаждения. К;роме того, на-
чиная с 1200',,вольф~рам также может связывать водород [628], вслед-
ствие чего «свободного» водорода даже при высоких температурах в бы-
строрежущей стали должно быть немного.
Однако быстрым охлаждением, например в ~воде, можно полностью
или частично подав~ить образование гидридов и задержать выделение
избыточного водорода сверх связанного в гидридах. В этом случае и в
сталях, легированных большим количеством гидридообр~азующих эле-
ментов, могут образоваться флокены. Так, флокены были получены в
трансформаторной стали после нагрева ее в водороде при 1100' в тече-
ние 60 — 100 час. и последующего охлаждения,в воде [41]. Многочис-
ленные водородные трещины (флокены) были, получены нами в транс-
форматорной стали и в случае охлаждения на воздухе после предвари-
тельного длительного нагрева ее в водороде (до 700 час.),при темпе-
ратурах до 450' под,давлением до 500 — 600 ат за счет большого коли-
чества избыточного водорода [29].
]идридообразующее действие хрома при высоком его содержании не
может не сказаться и в аустенитных сталях, подавляющее оольшинст-
во которых легируется хромом. Вследствие этого водород при низких
температурах и из этих сталей не выделяется [604, 267]. дополнитель-
ными благоприятными факторами являются: очень малая склонность
аустенлтной стали к хрупкому разрушению, большая растворимость
водорода и малая скорость диффузии его з у-фазе при всех темпера-
турах. В марганцовистой аустенитной стали, обладающей повышенной
склонностью к хрупкому разрушению, флокены, хотя и редко, но н~а-
блюдаются. Иногда, при поглощении большого количества водорода,
флокены получаются и з хромоникельвольфрамовой аустенитной ста-
ли [4Ц.
Таким образом, ~фер~ритные, полуферритные, быстрорежущие и
аустенитные стали, бл~агодаря специфическому влиянию содержащих-
ся в них легирующих элементов и структуре (но не из-за отсутствия в
них фазовых превращений), в нормальных условиях,не ~поражаются
флокенами.
Во флоквночувствительных сталях влияние легирующих элементов
и примесей,в основном косвенное и сводится к изменению температуры
превращения, а следовательно, и хар~актера продуктов превращения,
переохлаждейного аустенита, анизотропности свойств стали, количест-
ва образующихся ~в ней недеформируемых неметаллических фаз и ее
склонности к хрупкому разрушению. Прямое же влияние элементов на
скорость диффузии водорода, определяющую возможность ero удале-
ния из стали, по-видимому, заключается в том, что гидридообразую-
щие элементы, силы межатомной связи которых с водородом больше
(по сравнению с железом), уменьшают скорость диффузии водорода в
стали.
Однако это влияние гидридообразующ~их элементов невелико и иг-
рает второстепенную роль по сравнению с влиянием структуры. Основ-
ным факторо~м, определяющим влияние легирующих элементов, можно,
по-видимому, считать степень понижения ими температуры превраще-
ния аустенита. Некоторой иллюстрацией этого положения может слу-

313
ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
Таб лица 29
Связь между температурным гистерезисом стали и ее флокеночувствительностью1
Ю
Вя
О
О
Химический состав,
Si
Ч
Мо
853
853
18
29
748
719
787
744
0,15
0,80—
1,10
1,20—
1,50
43
711
768.
57
704
765
61
815
748
67
637
3,25—
3,75
2,75—
3,25
1,50—
2,00
737
100
748
100
0,60—
0,95
0,60—
0,90
648
0,15—
0,25
300
468
768
1 По данным, приведенным в работе [254], флокеночувствительность возрастает от стали 1 к
стали 9.
жить табл. 29 [2541, в которой сопоставлена возрастающая флокено-
чувствительность стали с увеличением гистерезиса Асз — Ar3. Пон~иже-
ние температуры превращения аустенита под влиянием легирующих
элементов, как и ~в случае быстрого охлаждения, приводит K тому, что
диффузия водорода протекает с малой скоростью в большем интерва-
ле температур в т-фазе. Кроме того, в этом случае и сама ц-фаза пред-
ставляет собой низкотемпературные продукты превращения аустенита,
в которых водород, как можно ви~деть из табл. 30 [ 61, диффундирует с
малой скоростью.
Таблица 30
Влияние структуры на скорость диффузии водорода в стали
Термическая обработка
и структура стали
Нормализация .
Отжиг
Зернистый цементит
Закалка в масле (мар-
тенснт}
Изотермическая за-
калка, 200'
Отпуск, 400' (трос-
тит)
Отпуск, 600' (сорбнт)
1 Количество продиффундировавшего водорода относится к I си~ поверхности образца-
0,10—
0,20
0,60—
0,75
0,40—
0,50
0,95—
1,10
0,40—
0,50
0,55—
0,60
0,35—
0,45
0,30—
0,40
0,40—
0,50
0,15—
0,30
0,15—
0,30
0,15—
0,30
0,15—
0,30
0,15—
0,30
1,80—
2,20
0,15—
0,30
0,15—
0,30
0,15—
0,30
0,70—
1,00
0,90—
1,20
0,60—
0,90
0,20—
0,50
1,60—
1,90
0,60—
0,90
0,60—
0,90
0,30—
0,60
0,50—
0,80
Количество водорода~, продиффундировавжего через сталь,
см~, за время, часы

314
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
В. ОСНОВНЫЕ ПУТИ ПРЕДОТВРАЩЕНИЯ ОБРАЗОВАНИЯ ФЛОКЕНОВ В СТАЛИ
Из сказанного, выше следует, что главный путь предотвращения
флокенов в сгали ~заключаепся в уменьшении степени пересыщения во-
дородом твердого раствора и недопущении разложения последнего при
температурах ниже 200 — 300'. Наряду z этим следует добиваться ми-
нимальной анизотропности свойств деформированных заготовок. Для
этого необходимо прежде всего максимально уменьшить количество
водорода, попадающего в сталь в процеосе ее выплавки и разливки. На
мерах, которые для этого должны быть приняты, мы останавливаться
не можем; этому .вопросу посвящен ряд работ [см. 258, 251]. Заметим
только, что весьма эффективным средством понижения содержания
водорода в слитке и резкого уменьшения опасности получения флоке-
нов в крупных поковках вляется разливка в вакууме или переливание
металла из одного ковша в другой, помещенный в вакуумную камеру.
i'àêoé способ в настоящее время уже освоен в промышленных услови-
ях для слитков весом до 150 т [8381. Еще более эффективной была бы
выплавка стали в вакууме, но для крупных слитков это пока еще зат-
руднительно. При обычных способах выплавки и разливки сталей, ко-
торые по своему составу флокеночувствительны, для предотвращения
флокенов необходимо охлаждать слитки и особенно деформированные
заготовки так, чтобы обеспечить максимальное удаление из них водо-
рода.
Наибольшее относительное удаление водорода и з с л и т к а мо-
жет быть достигнуто путем медленного Охлаждения его до комнатной
температуры, так как в слитке флокены, как правило, не вызываются
Этим, по-видимому, можно объяснить хорошо известную из прак-
тики значительно более высокую ~флокеночувствительность хромони-
кельмолибденовой (и хро~мо~никельвольфрамовой) стали по сравне-
нию с хроиони~келевой. Наоборот, в углеродистой стали, в которой лри
о~хлаждении на воздухе црев~р~ащение аустенита в перлит происходит
при высокой температуре, большое количество водорода успевает уда-
литься в лроцессе охлаждения. Поэтому з углеродистой стали флоке-
ны получаются редко, обычно при высоком исходном содержании во-
дорода (особенно при повышенном содержании марганца и кремния)
[256, 6321. Марганец и кремн~ий, по нашему мнению, относятся к числу
элементов, увеличи|вающих флокеночувствительность стали главным
образом за счет усиления анизотролности ее свойств. Влияние их в
этом направлении должно сказываться наиболее заметно в углероди-
стой стали, где роль этого фактора больше, чем в леги~рованной. В уси-
лении анивотропности заключаешься, очевидно, и,вредное влияние при-
~~"~~Й.
Влияние у гл е р од а в направлении усиления флокеночувстви-
тельности стали нам кажется возможным объяснить тем, что в очень
тонком слое стенки трещины, благодаря тому, что он нагрелся до по-
вышенной температуры за счет части энергии, освободившейся при об-
разовании молекулярного водорода, может пройти реакция образова-
ния метана. При этом дополнительно освобождается энергия, состав.
ляющая 4,5 — 5 ккал)г-атом водорода, вызывающая некоторое расши-
рение трещинки. С увеличением количества содержащегося в стали уг-
лерода и, соответственно, количества метана, который может образо-
ваться, увеличивается, следовательно, и вероятность образования фло-
кенов. Этим, по-видимом~у, объясняется и наблюдаемое иногда обезуг-
лероживание очень тонкого слоя стенки флоыена.

ФЛОКЕНЫ В ЛЕГИРОВАННОЙ КОКСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
315
' Н. П. g1 ю б ин и M. Т. Б у л ь с к и й, Сталь, № 12, 1957, стр. 1114.
См. также рецензию И. Н. Гол и к о в а на книгу В. Я. Дубового. 'Сталь, Мо 9,
1950, стр. 861.
удалением зодорада и при низких температурах. Практикуемую часто
передачу слитков в ковку или прокатку в горячем виде для флокено-
чувствительной стали следует считать нежелательной, так как при этом
в слитке сохраняется еще большое количество водорода, особенно если
при раздевании он имеет еще аустенитную структуру, вследствие чего
вероятность получения флокенов возрастает. Этот факт сам по себе
был известен задолго до появления водородной теории флокенов. Так,
в 1919 г. английский рельсовый комитет сообщал, что при передаче в
лрокатный цех холодных слитков один флакен приходился в среднем
только на 5500 т прокатанных рельсов, тогда как при передаче горя-
чих слитков Один флокен приходился на 530 т ~рельсов. Аналогичное
наблюдение было сделано .в последнее время ' при прокатке рельсов из
блюмсов горячего и холодного посада
Однако относетельно большая площадь поперечного сечения слит-
ка не позволяет достигнуть достаточного удаления водорода из его
внутренней зоны при очень медленном охлаждении. Для достижения
этой цели необходимо охлаждать соответствующим образом деформи-
рованные заготовки. До недавнего времени в качестве меры предотвра-
щения флокенов и для заготовок было принято очень медленное ох-
лаждение до 100 150' после прокатки или ковки. Однако такой режим
требует очень много времени и не обеспечивает отсутствия флокенов в
заготовках крупных сечений из стали мартенситного класса. Более ра-
ционально охлаждение заготовок по специальным режимам, получаю-
щим все большее распространение на советских и зарубежных заводах
О101. Такие режимы основаны на принципе использования меньшей
равновесной растворимости и большей скорости диффузии водорода в
~-фазе по сравнению с у-фазой (см. рис. 209 — 211) независимо от того,
признан ли этот принцип, или исследователь [например, 632] пытается
иначе объяснить причину влияния соответствующего режима охлажде-
НИЯ ЗаГОтОВОК.
(;ущность таких флокенопредупреждающих обработок заключает-
ся в том, что сталь сначала Охлаждают ускоренно до температуры, при
которой аустенит превращается в соответствующую структуру. 3аТеМ
следует нагрев до наивысшей температуры существования ~-фазы, т. е.
несколько ниже точки Ас1. Выдержка при этой температуре обеспечи-
вает удаление водорода за счет диффузии с максимальной для и-фазы
скоростью и Одновременно — смягчение али улучшение ее обраба-
тываемости резанием. После этого сталь охлаждается на воздухе.
В основанной на этом принципе технологии, разработанной
И. Н. Голиковым, А. А. Расторгуевым, В. А. Волковичем и Б. M. &gt;
виновым на Злагоустовском металлургическом заводе ', используется
существование инкубационного периода флокенообразования. Блюмсы
охлаждают на воздухе до температуры ниже перлитного или мартен-
ситного превращения в течение времени, меньшего продолжительности
инкубационного периода. Затем их загружают в термические печи, на-
гревают до температуры несколько ниже Ас1, выдерживают длитель-
ное время и охлаждают на воздухе. Так, например, блюмсы из стали
мартенситного класса с большим инкубационным пе~риодом флокено-
образования охлаждают на воздухе,до 250 — 150' за время не более
12 час., затем нагревают до 660' и выдержвают от 36 до '64 час. в за-
висимости от сечения (кв. 140 — 300 мм). Блюмсы из стали перлитног.1

316
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
8. Н ЕКОТО РЫЕ ПУТИ ПОЛ УЧ ЕН ИЯ
ВЫСОКОПРОЧНОИ КОНСТРУКЦИОННОИ СТАЛИ
Повышение прочности конструкционной стали — одна из основных
проблем, над разрешением которой работают исследователи во всех
странах. Мы ограничимся указанием лишь некоторых путей решения
проблемы, наметившихся в металловедении, особенно за последние
10 — 15 лет. Предварительно необходимо отметить, что значительное
падение пластичности и особенно ударной вязкости, которым обычно
сопровождается повышение прочности, заставляет изыскивать высо-
копрочную сталь,для данной конкретной области применения. Прк
этом следует учитывать не только, минимальные допустимые значения
пластичности и вязкости, но и ряд дополнительных требований, выте-
кающих из условий, работы данной детали.
Выше (стр. 209) было отмечено, что теоретическая прочность ме-
таллов и сплавов, в том числе и стали, вытекающая из прочности меж-
' См. также gi. А. Л ит в и не н к о. Бюллетень технической информации и обмена
опытом завода «Днепроспецсталь». Октябрь, 1956.
класса, у которой инкубационный ~период меньше, охлаждают на воз-
духе до 600 — 250' не дольше 6 час., нагревают до 700' и выдерживают
в течение 18 — 32 час.
В последнее время А. А. Ра|сторгуев, Р. А. Литвиненко, М. И. Ко-
лосов и Л. Д. Колосовский ~разработали на Челябинском металлурги-
ческом заводе новую флокенопредупреждающую технологию '. Сущ-
ность ее заключается в том, что блюмсы охлаждают в колодцах, но в
процессе этого охлаждения выдерживают достаточно длительное вре-
мя при повышенных температурах, лежащих, однако, ниже точки ArI,
что обеспечивает ускоренную диффузию водорода. Яостигается это пу-
тем уменьшения тепловых потерь за счет улучшения теплоизоляции
колодцев. Яля обеспечения достаточно длительнои выдержки при по-
вышенных температурах и в то же время перехода точки ArI темпера-
тура выдачи блюмсов на воздух устанавливается не ниже, но и не вы-
ше определенной. Общая же продолжительность охлаждения по срав-
нению с обычной значительно уменьшается. Так, например, для блюм-
сов сечением 200 X 200 мм из легированных сталей перлитного класса
температура выдачи на воздух была установлена не ниже 200 и не вы-
ше 600', а продолжительность охлаждения уменьшена с 72 до 48 час.
Из других способов уменьшения флокеночувсгвительности стали
следует сказать о диффузионном отжиге. Такой отжиг может быть осу-
ществлен либо в виде самостоятельной операции, либо путем удлине-
ния нагрева слитка (заготовки) перед прокаткой. Однако диффузион-
ный отжиг только уменьшает флокеночувствительность стали и сужи-
вает поражаемую флокенами зону, но не исключает возможности об-
разования флокенов так как в стали остается еще значительное коли-
чество водорода. Поэтому удлинение нагрева заготовок леред прокат-
кой можно рекомендовать как дополнительное средство уменьшения
флокенов, тем более, что при этом у некоторых сталей заметно улуч-
шаются пластичность и вязкость на поперечных образцах [5951.

ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОЯ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
317
атомной связи, почти на два порядка превосходит практически получа-
емые значения прочности. Независимо от того, чем обусловлено такое
несоответствие, это указывает на наличие больших еще неизученных и
потому неиспользуемых возможностей повышения прочности стали.
K важнейшим же доступным в настоящее время, хотя еще также дале-
ко не исчерпанным средствам некоторого повышения прочности конст-
рукционной стали относятся: 1) закалка с низким отпуском; 2) закал-
ка со средним отпуском; 3) изотермическая закалка; 4) наклеп;
5) дисперсионное твердение — самостоятельно или в комбинации с
мартенситной закалкой, а также z наклепом.
А. ЗАКАЛ КА С Н ИЗКИМ ОТ ПУСКОМ
После закалки с низким отпускаем у легированных сталей (а при
тонких сечениях — и у углерод~истых сталей),,как правило, удается со-
четать высокую прочность с достаточно высокой ударной вязкостью и
пластичностью. Так, на конструкционной стали ряда стандартных ма-
рок после закалки и отпуска при 200 можно получить предел текуче-
сти до 170 кг/млР и предел прочности до 200 кг/мм', а у некоторых ста-
лей, например, хромоникельмолибденовых,— и выше, при сравнитель-
но высоких значениях удлинения, сужения и ударной вязкости. На
глубокопрокалквающихся сталях указанные свойства можно получить
и в значительных сечениях.
Однако низкоотпущенная высокопрочная сталь обладает рядом
серьезных недостатков, из,которых самым важным для многих облас-
тей применения является ее повышенная чувствительность,к надрезу,
значительно опраничивающая возможность использования ее высокой
прочности.,дополнительное понижение разрывающего усилия полу-
чается в там случае, когда одновременно с надрезом растягиваемый об-
разец имеет перекос или эксцентриситет fcM., например, 2731. Это—
серьезное препятствие при использовании высокопрочной стали для
изготовления, например, таких изделий,как болты и т. п.
Вопрос о том, свойственна ли большая чувствительность к надрезу
именно низкоотпущенной стали или же высокопрочной стали вообще,
независимо от способа, которым была достигнута высокая прочность,
еще недостаточно ясен. Так, например, установлено [2701, что и у алюми-
ниевых сплавов при пределе прочности а&gt; 40 кг/ м' хруп ая пр
ность падает. Это,показывает, что повышенная чувствительность к
надрезу не является отличительной особенностью железных сплавов,
а, по-видимому, связана с определенным физико-химическим состоя~ки-
ем сплава. В частности, значительное влияние оказывает структурная
или концентрационная неоднородность. Было показано [271], что ли-
тая сталь (с 0,4'/о С и 3'/о Cr) обладает после закалки и отпуска при
200' более низкой хрупкой прочностью, чем кованая. К такому же ре-
зультату приводит появление в структуре, наряду с мартенситом, неко-
торого количества феррита. На сплаве меди с бериллием наблюдается
понижение хрупкой прочности с увеличен~ием продолжительности вы-
держки при дисперсионном твердении, тогда как твердость, характери-
зующая сопротивление пластической деформации, повышается.
В соответствии с нашим предположением (стр. 223) можно пола-
гать, что большая чувствителыность к надрезу свойственна высоко-
прочнои стали вообще и объясняется тем, что надрез понижает сопро-
тивление отрыву праничного слоя зерна. Поэтому одним из способов
уменьшения чувствительности стали к надрезу долгино быть воздейст-
вие на строение граничного слоя зерна в направлении увеличения в

318
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
нем степени атомного порядка, в частности, за счет введения в сталь
некоторых легирующих элементов.
Действительно, как было показано в ряде исследований [271, 276,
196], понижение чувствительности высокопрочной стали к надрезу и
увеличение ее хрупкой прочности достигается путем легирования ее оп-
ределенными элементами или уменьшением до возможного минимума
содержания в ней элементов,,влияющих отрицательна .в этом направле-
нии. Так, у стали с 0,4 — 0,44'/О С после закалки и отпуска при 200' ни-
кель, хром, вольфрам H медь значительно повышают хрупкую проч-
ность. Практически полное восстановление хрупкой прочности наблюда-
ется при введении в сталь 3,5 — 4,00/О N1, либо около 2'/О Сг и около 1,5'/О
W, либо 1,5 — 2,0'/, Си. Положительное влияние на хрупкую прочность
охазывает введение в сталь небольших количеств молибдена, ванадия и
титана. Особенно эффективно влияет ванадий в количестве около 0,25'/О.
Кремний, марганец и алюмин~ий практически не оказывают влияния на
хрупкую прочность. TD же относится к сере в количестве до 0,1'/О. В
отличие от этого фосфор ревью,понижает хрупкую прочность, что особен-
но заметно при содержании его в стали в количестве больше 0,03'/О [276].
Кроме легирования, возможны и другие способы уменьшения чув-
ствительности высокопрочной стали к надрезу или повышения конструк-
тивной прочности деталей. Это — устранение выточек, галтелей, надре-
зов и т. п. или у~величание их радиуса, а также применение изоте~рмичес-
кой закалки, о чем подробнее сказано ниже.
Хороший результат дает предложенный в последнее время 1719] до-
полнительный ~высокой отпуск поверхностного слоя детал~и в местах
концентрации напряжений путем нагрева токами высокой частоты.
Оптимальным для деталей из стали с ~, = 160 — 200 кг/мм' считается
доотпущенный объем, обеспечивающий снижение чувствительности к
надрезу до уровня, соответствующего их среднепрочному состоянию,т. е
= 100 — 120 кг/мм2. Для этого обычно достаточно глубины доопущен-
ного слоя в 1 — 2 мм. Так, среднее значение ударной вязкости низкоотпу-
щенных сталей ЗОХГСА и 40ХНМА после дополнительного отпуска зоны
надреза на 1 — 1,5 мм повысилась примерно на 30'/О. У высокопрочных
болтов местный доотпуск резьбы существенно уменьшает чувствитель-
ность к перекосу.
Применение низкоотпущенной стали в качестве высокопрочной кон-
сгрукционной иногда ограничи~вается еще и другими обстоятельствами.
Так, если.и~зделие нагревается в процессе службы значительно выше тем-
пературы отпуска, то не только может произойти разупрочнение стали
за счет ее дальнейшего отпуска, по крайней мере в слоях, близких от
рабочей, поверхности, ~но и появляется опасность гого, что сталь станет
хрупкой, подвергшись отпуску до температуры, соответствующей зоне
необратимой ~хрупкости.
Серьезным недостатком низкоотпущенной стали является ее плохая
обрабатываемость резанием. Правда, этот недостатек свойственен в той
или иной степени высокопрочной стали вообще, но он особенно ощущает-
ся у н~изкоотпущенной стали потому, что в этом состоянии больше раз-
ность между пределом прочности и,пределом текучести или пропор-
циональности, которая уменьшается с повышением температуры отпус-
ка (рис. 213). Так как обрабатываемость стали резанием определяется
в основном величиной предела прочности, то для деталей, рассчитывае-
мых по значению предела текучести.или пропорциональности, значение
&l ;&gt; мо ло б быть до у ено ниже получ е ого у тал , что ул
бы ее обрабатываемость. Даже для изделий, рассчитываемых по преде-

ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
Ъ
~0,9
085
300 &lt 00 00 00
7'emnepamypa отпуска, C
Рис. 213. Влияние температуры
отпуска на отношение &lt;&
лу прочности, не всегда может быть использована вся величина послед-
него по соображениям жесткости. Однако регулирование отношения
e,/а~ при низком отпуске почти невозможно из-за близости зоны необ-
ратимой хрупкости.
Вследствие плохой обрабатываемости резанием детали из высоко-
прочной низкоотпущенной стали обычно приходится обрабатывать перед
закалкой, что усложняет технологию. Поэтому улучшение обрабатывае-
мости низкоотпущенной стали резанием было бы серьезньгм достижени-
ем. В некоторой степени это может быть достигнуто за счет присадки
небольшого количества свинца. В связи с этим важно указать, что введе-
ние в сталь даже до' 0,2О/ц Pb не оказывает влияния на ее хрупкую проч-
ность [2761. Яля улучшения абрабатываемости резанием на отдельных
участках деталей из высокопрочной стали все больше применяется так-
же местный дополнительный высокий от-
и
О 95'
пуск путем нагрева токами высокои ча.
стоты [719].
Низкоотпущенной высокопрочной
О
стали приписывают и некоторые другие
недостатки без веских к тому оснований.
0
Так, например, иногда считают, что при
очень высоком пределе прочности сопро-
тивление усталости падает. Это неверно
по отношению к гладким образцам, у ко-
торых предел усталости при знакопере-
мепном изгибе с увеличением предела
прочности все время возрастает. Но и для
надрезанного образца, хотя отношение
величины предела усталости к пределу
прочности падает, абсолютная величина
предела усталости, по крайней мере до
значения ~,= 160 кг/мм', еще не уменьшается. Кроме того, усталостная
прочность может быть значительно повышена методами поверхностного
упрочнения деталей, например путем цементации, азотирования, поверх-
ностной закалки, поверхностного наклепа, осуществляемого обкаткой
роликами или дробеструйной обработкой [280, 288, 53, 640]. Повышение
предела усталости связано и с упрочняющим влиянием наклепа как
такового и с созданием в упрочненном поверхностном слое сжимающих
остаточных напряжений, уменьшающих его чувствительность к концен-
трации напряжений. Важно отметить, что, например, дробеструйный на-
клеп особенно эффективен на деталях, изготовленных из низкоотпущен-
ной стали [288].
Низкоотпущенная высопрочная сталь имеет более низкие з~начения
пластичности и вязкости на поперечных образцах, т. е. большую анизо-
тропность свойств, чем высокоопущенная. В иностранной литературе [41]
указывается, что причиной этого является повышенная чувствительность
пластичности к дендритной ликвации у стали с более высоким пределом
прочности. Однако кз табл. 26 видно, что значительно больший коэф-
фициент ан~изотропности наблюдается только у стали с пределом прочно-
сти выше -150 кгlмм', но и в этом случае он составляет обычно в сред-
нем около 2,5.
Несмотря на все недостатки, низкий отпуск пока еще является наи-
более верным способом сообщения конструкционной стали весьма высо-
кой прочности при достаточной пластичности и вязкости. При этом ва-
рьирование свойств в известных пределах у одной и той же стали дан-

320
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
ной плавки может быть достигнуто за счет изменения температуры и
продолжительности отпуска (рис. 214). В последнее время было пока-
зано [633], что продолжительность низкого отпуска играет большую роль,
особенно если сталь применяется в конструкциях, имеющих надрезы, от-
верстия, резьбы и т. п. В этом случае продолжительность отпуска дол-
жна быть увеличена против обычно применяемого 1 — 1,5-часового, что
значительно повышает сопротивление отрыву и уменьшает чувствитель-
ность к надрезу, тогда как твердость и сопротивление срезу понижают-
ся еще мало. Так, например, у хромоникельмолибденовой стали увели-
чение продолжительности выдержки при 100' с 4 до 32 час. повысило
сопротивление отрыву на 23 кгlмм', тогда как сопротивление срезу по-
гоо
190
%
ь~
170
Ъ ~
~С ф
160
150
100 200 3DD
Te~nepamypa шапуска, &
ЗОО
О ~00 200
О
Температура оп~пуска, 'G
а
Рис. 214. Изменение предела прочности (а) и ударной вязкости (б) низко-
отпущенной хромистой стали (0,4'/о С, 0,23'/о Si, 0,65'/о Мп, 1,01o Сг
и 0,27О/о Ni) за счет изменения температуры и продолжительности от-
пуска [281]. Цифры на кривых означают продолжительность выдержки
при температуре отпуска, часы
низилось на 21 кгlмм' в результате такого же удлинения отпуска при
170'. Поэтому, если снижение твердости вообще недопустимо, то авторы
рекомендуют лучше применять длительный отпуск при более низкой
температуре, чем наоборот.
Увеличение продолжительности н~изкого отпуска важно также для
наиоодее полного снятия остаточных напряжений, величина которых
может быть весьма значительной [282]. Из ремис.215 [376] видно,что удли-
нение отпуска при 180' с 2 до 12 час. понижает остаточные налряжения
на 18 — 20 кг/мм'. В связи с этим напомним, что важность уменьшения
остаточных напряжений отмечали еще выдающийся русский металлург
Н. В. Калакуцкий [283] и основатель металлографии jI,. К. Чернов [284].
Однако не всегда полезно снимать остаточные напряжения. В зави-
симости от условий работы детали ее прочность может быть повышена
в одном случае за счет предотвращения или снятия остаточных напря-
жений, а в другом случае, наоборот, за счет создания остаточных напря-
жений требуемой, величины и знака [285, 196, 630, 53].
В США в качестве основного способа получения высокопрочной ста-
ли также используется закалка с низким отпуском, но там есть два на-

11ОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОЯ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
321
правления [900]. Представители первого направления считают, что на-
иболее правильно применять зарекоме~ндова~вшие себя в производстве
стали стандартного состава, изменяя только условия их термической об-
работки. Из приведенных в табл. 31 высокопрочных сталей, при~меняв-
шихся B а~виационной промышленности США в 1955 г., такова сталь № 1
или 6415 по спецификации AMS (Aeronautical Materials Specification).
Она подвергается отпуску при 200 — 230' в зависимости от особен~ностей
плавки. Представители второго направления считают~, что необходимо
разработать ноевые составы стали, кото~рые позволяли бы получать при
высоком пределе прочности лучшие значения других характеристик.
При этом исходят из трех основных принципов: 1) структура стали пос-
ле закалки должна состоять почти из 100%
мартенсита ', 2) содержание углерода должно Ъ
быть настолько низким, насколько это позво- ~,о,
ляет требуемая высокая прочность; 3) сталь не ц
° 2цсса
должна требовать отпуска в интервале необра- «у аа
тимой хрупкости. Таковы стандартные стали « f2'
2 — 4 в табл. 31. Сталь 2 имеет повышенную
ударную вязкость за счет пониженного содер-
жания углерода, лепирования ее ванадием и «
увеличения количества молибдена. Сталь 4 «zp
имеет н~изкое содержание углерода и хрома и «
И
высокое содержание марганца и особен~но — ~~
кремния. Кремний, сдвигая вверх интервал не-
обратимой хрупкости, позволяет отпускать
сталь при 315'. Увеличение содержания крем-
ния от нормального до 15% повышает оа на
25 — 30 кг/мм', а также предел текучести.
В стали 3 при пон~иженном содержании угле-
рода также частично ~используется кремний.
О
О ~ОО ИО 500 ЮО
Темлеаащура апнцска,'с
Рис. 215. Уменьшение оста-
точных напряжений, полу-
ченных после закалки, с по-
вышением температуры от-
пуска
Таолица 31
Химический состав, % стандартных и опытных высокопрочных cTRJleO США
Номер
стали
Номер
по
АМ$
ь
pgg/мда
Тип
$1
Мп
V
Мо
Применявшиеся в авиационной промышленности в 1955 r.
4340
1330 модифициро-
ванная
Н$-220
Hy-Tuf
6415
6427
0,75
0,90
190
0,40
0,30
0,25
0,43
1,83
1,83
0,80
0,85
0,08 175
6407
6418
0,55
1,50
160
160
0,30
0,25
0,70
1,35
0,45
0,40
2,05
1,83
1,20
0,30
О
0,50
0,40
0,40
0,47
0,40
пытные
0,75
0,85
1,30
1,28
0,75
5
6
7
8
9
4350
HS-260
Supper Hy-Tuf
HiC Supper Hy- Tuf
98В40 модифици-
рованная
USS Strux
Tricent
Supper Tricent
210
200
210
225
200
0,25
0,50
0,35
0,42
0,20
1,83
2,20
0,80
1,45
1,40
1,11
0,80
0,60
2,30
2,42
0,20
0,25
Бор
0,85
10
11
12
0,43
0,43
0,55
0,55
1,60
2,10
200
210
240
0,75
1,83
3,60
0,55
0,38
0,50
0,90
0,80
0,80
0,90
0,85
0,90
Вор
0,08
° ' Содержание кремния нормальное (0,2 — О, 35~ $1).
' Для уменьшения количества остаточного аустенита целесообразна обработка
холодом после закалки.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
322
Из табл. 31.видню, что опытные стали, обладающие еще более высо-
кой прочностью, чем стандартные («сверхпрочные», как их называют в
США), имеют повышенное или высокое содержание углерода. Для их
легирования также широко используют кремний, содержание которого
иногда доходит почти до 2,5 Интересны низколегированные стали 9 и
10 с бором, особенно сталь 9. Недавно были проведены сравнительные
испытания высокопрочных сталей 1, 2, 3, 9 и 11 (табл. 31) на термически
обработанных трубчатых поковках с наружным диаметром 300 мм, внут-
ренним 225 мм и длиной 450 мм для шасси самолета В-47. Испытания
показали [900], что предел прочности 200 кгlмм' у стали 9 (отпуск 250')'
и 210 кг/мм' у стал~и 11 (отпуск 260') может быть получен при удовлет-
ворительных значениях пластичности и вязкости, причем коэффициент
анизотропности составляет 2 — 2,5. Одновременно указываются недо-
статки высокопрочной низкоотпущенной стали, уже отмеченные нами, а
также повышенная чувствительность ~к,водородной хрупкости при галь-
ваеических покрытиях и к шлифовочным трещинам.
Б. СРЕДНИЙ ОТПУСК И ИЗОТЕРМИЧЕСКАЯ ЗАКАЛКА
После среднего отпуска конструкционные стали, как правило, обла-
дают еще весьма высокими характеристиками прочности. Так, у средне-
легированной стали после отпуска в интервале 250 — 400 можно поду-
чить предел текучести 150 — 130 кгlмм2 и лредел прочности 180—
150 кг/мм' при сравнительно высоких значекиях удлинения и сужения.
Главным же препятствием при использовании среднего отпуска являет-
ся низкая ударная вязкость, обусловленная необратимой хрупкостью.
Однако при рассмотрении этого явления (стр. 258) мы отметили два
возможных пути устранения ил~и значительного уменьшения необрати-
мой хрупкости.
Один из них заключается в промышленной проверке предложенного
С. М. Барановым [231] способа выплавки стали. Однако и в случае по-
ложительных результатов проверки следует иметь IB виду, что такая
сталь по сравнению с выплавленной в обычных условиях обладает зна-
чительно пониженной прокаливаемостью и,менвшей устойчивостью про-
тив отпуска. Следовательно, для возможности использования этого пути
получения высо~копрочной стали необходимо провести также исследова-
ния с целью установления химического состава стали, при котором ука-
зан~ные основные недостатии были бы скомпенсированы применительно
к данным изделиям.
Второй путь, уже проверенный и практически себя оправдавший,
заключается в из отер мической за кал ке стали на «нижний»
игольчатый троостит. На рис. 216 [546],показано изменение ударной вяз-
кости с температурой для стали, обработанной на игольчатый троостит
(100О/0) путем изотермической выдержки в течение 4 час. при 260'.
Сравнение рис. 216 с приведенным ранее рис. 184 для той же стали, за-
каленной на мартенсит, показывает, что неотпускавшийся игольчатый
троостит прои одинаковой твердости имеет более ~низкую критическую
температуру хрупкости, чем закаленная на мартенсит сталь после от-
пуска при 260; и практически равную таковой у стали, отпущенной при
425', т. е. за зоной необратимой хрупкости.
Изотермическая закалка на «нижний» игольчатый троостит в срав-
неныи с обычной закалкой на мартенсит е последующим отпуском на
такую же твердость 45 — 46 Яо, уменьшает также чувствительность ста-
ли к надрезу и перекосу. Так, из рис. 217 [275] видно, что у хромоникель-

323
ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОЯ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
молибденовой стали 40ХНМА с увеличением угла ~перекоса все сильнее
проявляется преимущество изотермической закалки (закалка с 850' в
соляной ванне с температурой 325 с выдержкой 30 мин.) перед обычной
закалкой на мартенаит с 850 в масле с последующим отпуском при 300
(выдержка 2 часа).
25
а 50
40
Р
&l ;~
У
~ 20
20
~% 150
Ю
~~ 10О
$0
fo
,Ю
О
-ИЮ-QO-7З -~8 ЗВ .Ц ~И гв~
Teenepamypa испыщания, 'C
8
Угол перекоса, графоо,
Рис. 217. Влияние угла пере-
коса на хрупкую прочность
стали 40XHNA после изотер-
мической (1) закалки и ооыч-
иой закалки и отпуска (2):
8 — предел прочности гладкого
образца
Рис. 216. Изменение ударной вязко-
сти с температурой испытания у ста-
ли с 0,410/о С, 0,32% Si, 0,91% Мп,
0.08% Сг, 3,31% Ni и 0,008% Мо:
1 — изотермическая закалка 26ОО, 4 часа +
+ отпуск 540О, Rg = 34; 2 — изотермиче-
ская закалка 26ОО, 4 часа + отпуск 42Р',
Вс = 40; 3 — изотермическая закалка без
отпуска, Rg = 50,5
В случае изотермической закалки при оптимальных условиях мож-
но получить сочета~ние характеристик прочности, пластичности и вяз-
кости лучшее, чем после закалки на мартенсит и последующего средне-
го отпуска, соответствующего определенному диа~пазону значений твер-
дости. Как видно из рис. 218 [212], для хромокремнемарганцевой стали
ЗОХГС понижение твердости в и~нтервале 550 — 400 Н после обычной
закалки сопровождается падением ударной вязкости, обусловленным
необратимой хрупкостью. У стали же,,подвергнутой изотермической за-
калке с оптимальной выдержкой 'B закалочной среде, с понижением твер-
дости ударная вязкость повышается.
Чем шире интервал температур отпуска, в котором проявляется не-
обратимая хрупкость, тем в большем диапазоне значений твердости ска-
зываются преимущества изотермической закалки по сравнению с обыч-
ной. Так, для стали ЗОХГСА, имеющей широкий интервал необратимой
хрупкости, изотермическая закалка, как можно видеть из табл. 32 [7201,
обеспечивает более высокие значения .пластичности и вязкости даже по
сравнению с обычно применяемым для нее отпуском при 500. Яля ста-
лей же с более узиим интервалом необратимой хрупкости, например,
40ХНМА, 38ХА, 50ХФА, применение изотерм~ической закалки целеаооб-
разно только при обработке на твердость 42 — 46 Яс [7201.
Из табл. 32 на примере стали ЗОХГСА видно также, что после изо-
термической закалки значительно понижаются предел текучести и осо-
бенно предел пропорциональности при одинаковом значении предела
прочности (140 кгlмм') по сравнению с обычной закалкой и последую-
щим средним отпуском. У других сталей (40ХНМА, 38ХА и др.), в сгрук-

324
туре которых не получается аустенита, эти характеристики по~нижаются
в меньшей степени. По предположению Л. М. Певзнер [7201, пониженные
значения пределов пропорциональности и текучести п~ри высоком сопро-
тивлении разрушению и являются, возможно, причиной малой чувстви-
тельности к надрезу изотермически обработанной стали.
м/см '
и,%
50
240
40
20
~'~ЮОО $50 500 450 400
7'Вероость H„
О О
360 380 400 420 440 460
Температура изотермичес-
кой Выдержки, 'С
Рис. 218. Соотношение меж-
ду твердостью и ударной
вязкостью стали ЗОХГС пос-
ле обычной (1) и изотер-
мической (2) закалки
Рис. 219. Влияние температуры ванны при
изотермической закалке на механические
свойства стали ЗОХГСА
Указанные преимущества изотемической закалки достигаются, как
уже упоминалось, в случае обработки при оптимальных условиях. 1~ак
показали В. Л;. Садовский и др. [212, 917], получаемые свойства, и в пер-
а ., кгл~/см2
О8
кг/мм2
к
кг]мм' кг/лслр
р
кг/млР
S
кг, млР
Обработка
про-
попе-
og
л~м
дольные речные
57,0 112,0 0,8
11,2 6,8
51 0 70',5 0 45
+12,0+61,0+83,0
5,5
+104,0
54,0 73,0 0,44
3,3
7,3
° о, — предел прочности образца с острым кольцевым надрезом (радиус дна надреза равев
О, 1 мм) при перекосе 8 .
~' f — стрела прогиба при статическом изгибе надрезанного образца.
10,0
7,5
~с
5,0
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧ~ИАЕМОЯ СТАЛИ
еч 200
%
Ф
~N f60
~~ rzo
Ф
до
40
Таблица 32
Сравнение механических свойств стали 30ХГСА после изотермической
и обычной закалки

ПОЛУЧЕНИЕ ВЫС01~ОПРОЧНОЙ КОНСТРУКЦИОННОЛ СТАЛИ
325
Таблица 33
Влияние толщины образцов на механические свойства стали
ЗОХГС после изотермической закалки. Температура ванны ЗОО'
Форма и размер
поперечного
сечения
ММ
НВ
ob
К8/ММ2
IC
КгМ/СМ2
а,
Ь'
Кг/МЛР
К~/ММ2
175
125
130
108
12,0
15,2
15,0
20,0
я 5
[]10
~Я15
я 35
445
370
340
300
53,0
59,0
57,0
55,0
108
115
90
11,5
11,0
10,2
Для возможности более шир~окого использо~вания изотермической
закалии с целью достижения высокой прочности, необходимо далвнейшее
изыскание сталей с оптимальным, с точки зрения такой обработки, со-
вую очередь ударная вязкость, сильно зависят от продолжительности изо-
термической выдержки. Оптимальная продолж~ительность выдержки раз-
лична для сталей разного состава и, кроме того, зависит от температуры
закалочной среды и температуры последующего отпуска. С увеличением
продолжительностями выдержки в средах с температурой до 300' и при
изотермической закалке, по-видимому, в стали развиваются процессы,
обусловливающие необратимую хрупкость при отпуске с присущим ей
межкристаллическим изломом. Обычно, однако, эти выдержки значи-
тельно больше, чем встречающиеся на практике.
Влияние температуры изотермической закалки иллюстрирует рис.
219 [720], из которого видно, что с ее повышением предел прочности ос-
тается практически постоянным, тогда как предел пропорциональности,
сопротивление разрушению, относительное сужение и ударная вязкость
падают. Понижение предела пропорциональности при постоянном пре-
деле прочности, очевидно, и,приводит к возрастанию относительного
удлинения, несмотря на то, что сталь приобретает значительную хруп-
кость. С повышением температуры изотермической закалки начинает
также резко сказываться масштабный фактор. Так, у стали, изотермиче-
ски закаленной при 450', при переходе от образцов диаметром 1,5 мм к
образцам диаметром 10 мм, относительное сужение понижалось в 2 ра-
за, от 45 — 50'/, до 25'/, [720]. Отпуск при 300 — 350' для стали, подверг-
нутой изотермической закалке, целесообразен. Вообще же оптимальные
условия обра~ботки должны быть установлены экспериментально для
каждото конкретного случая.
Серьезное затруднение при использовании изотермической закалки
связано с возможностью разложения аустенита в лерлитной области при
охлаждении в горячих средах, что иллюстрируется данными, приведен-
ными в табл. 33 [354] для хромокремнемарга~нцевой стали ЗОХГС, зака-
лен~ной с 875 в ванне с температурой 300' (выдержка 20 мин.). Вследст-
вие этого такая обработка с целью получения высокой прочности у неко-
торых сталей пока еще применима только для деталей или заготовок с
небольшой толщиной стенки. Б. Н. Арзамасов [917] предложил приме-
нять прерывистую «изотермическую» закалку, т. е. переносить закалива-
емую деталь из воды в горячую среду или печь, имеющие температуру
изотермической выдержки. При этом необход~имо для данной детали или
заготовки установить оптимальную продолжительность выдержки в во-
де. Повышение скорости охлаждения достигается также за счет интен-
сивной циркуляции среды в закалочной ванне.

326
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
Таблица 34
Механические свойства стали с 0,25Я С, 0,3~~ Si, 1,03Ц Мп, 1,45 &g ;~
0,99~~~ Ni и 0,08О~~ Ti, выплавленной в 5-тонной дуговой печи,
после различной термической обработки
а&
/сгм/см з
а&
кг/мм~
+0 й
кг/мм~
О
кг/мм*
P
термическая обработка
ф. о
В. НАКЛЕП
Эффективность наклепа как средства повышения прочности стали
иллюстрируется холоднотянутой проволокой, у которой можно получить
предел прочности оа до 300 кг/мм' при достаточяо высокой пластичности,
на что указывал С. С. Штейнберг [227]. Естественно, что на деталяк ма-
шин лолуч~ить за счет наклала такие высокие значения прочности практи-
держанием легирующих элементов и углерода. Из применяющихся ста-
лей наиболее удовлетворительные результаты в этом ~направлен~ии дает
хромокрем~немарганцевая сталь типа 35ХГС. На деталях малых разме-
ров из этой стали после закалки с 880 ~в ванне с температурой 280 — 310'
и последующего охлаждения на,воздухе нашим стандартом гарантирует-
ся получение о, = 140 кг/мм' па= 165 кг/мм2 &g ; = 0 = 40 /
а, = 5 кгм/см'. Высокие свойства дает также хромокремнистая сталь с
0,4'/о С; 1„5'/o Si m 1,75'/о Сг [6111. Близкие по составу стали рекоменду-
ются для изотермической закалки на нижний игольчатый троостит и в
иностранщиной литературе, например, хромокремневанадиевая с 0,4/о С;
1,0о/, Sl; 1,2'/о Сг и 0,10% V и хромокремнемарганцевованадиевая с
0,45 /о С; 1,0 Si; 1,2 /о Мп; 0,60 Сг и 0,10% V [468]. Для этих сталей ре-
комендуется закалка в ванне с тем~пературой 300 (выдержка 30—
60 мин.). Получаемая при этом твердость составляет 40 — 50 Ро.
Общим для всех этих сталей является значительное содержание в
них крем ни я. По данным Л. M. Певзнер [720], особые преимущества
легированных кремнием сталей связаны с тем, что после изотермиче-
ской закалки в нижней части промежуточной области их структура пред-
ставляет собой смесь высокодисперсной игольчатого строения п-фазы и
пластичного устойчивого аустенита. У~стойчивость аустен~ита в даHHovl
случае, по-видимому, объясняется тем, что он сильно обогащен углеро-
дом. Вследствие этого в структуре стали содержится также небольшое
количество карбидов. Однако удовлетворительные результаты получа-
ются и у ряда сталей, нелегированных кремн~ием, например, 40ХНМА,
38ХА и др. В частности, высокие свойства после изотер~мической закалки
в ванне с температурой 200' и последующего отпуска, превышающие,
как можно видеть из та~бл. 34 [578], свойства, получаемые даже после за-
калки на мартенсит и низкого отпуска, дает хромомарганцевоникельти-
тановая сталь типа 25Х2ГНТА.

ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОЙ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
327
а, кгм/смз
к&
4,2
Без наклепа (закалка+ отпуск)
Обжатие,
3
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
8
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
5+ старение (100', 1 час.
10 + старение (100', 1 час.
4,4
4,7
3,8
4,6
° ° ° ° °
30 мин.)
30 мин.)
Тот факт, что эффект наклепа у стал~и, подвергнутой среднему отпус-
ку„выражении сильнее, чем у высокоотпущенной или отожженной, объяс-
няют тем [2771, что в первом случае сталь обладает неравновесной струк-
турой. В соответствии с воззрениями С. Т. 1~ишкина [140, 278], это дол-
жно облегчать выделение карбидов по плоскостям скольжения в процес-
се пластического деформирования, что и является непосредственной при-
чинюй повышения прочности стали. С этой точки зрения затухающее в»-
якие старения с увеличением степени обжатия объясняется тем, что чем
больше степень обжатия, тем больше карбидов выделяется непосред-
ственно при деформировании и тем меньшее. количество их может выде-
.литься дополнительно при последующем старении.
Таблица 35
Влияние наклепа прокаткой и последующего старения
на свойства стали ЗОХГСА, предварительно закаленной
с 890' в масле и отпущенной при 400"
~к
кг/мм'
ф
О/О
а~,
кг/мм'
Состояние материала
35,7
142,0 177,5
Без наклепа (закалка
Обжатие, О~~'.
5
° ° ° ° ° ° °
10
18,5
40
5 + старение1
10 + старение
18,5 + старение
40 + старение
+ отпуск)
185,0
186,5
197,0
211,6
196,0
196,0
215,3
216,0
34,0
33,4
33,5
38,8
36,2
34,4
37,3
36,8
154,5
153,0
157,3
162,7
160,2
160,0
162,2
164,0
' Старение во всех случаях при 100' в течение 1 часа 30 мин.
' Ударная вязкость определялась на нестандартных образцах 9X5&gt; 55
чески невозможно, так как их нельзя деформировать с большим~и степе-
нями обжатия. Однако и. путем ~наклепа при м алых обжатиях оказа-
лось возможным (см. 277] з~начительно повысить предел прочности ы со-
противление разрушению без заметного снижения пластичности, если
сталь прошла предварительно закалку и отпуск при средних температу-
рах. Это иллюстрирует рис. 220 для стали 20. То же следует ~иа табл. 35
для стали ЗОХГСА„перед деформир~ованием закале~и~ной и отпущенной
на оа = 140 кг/мм'. Наклеп со степенью обжатия 5% и последующее
старение при 100' повышают уже предел прочности до 160 кг/мм2, а со-
противление разрушению S» до 196 кг/мм', причем эффект старения в
повышении характеристик прочности по мере повышения степени обжа-
тия становится все меньше. Увеличение прочности не сопровождается
падением не только пластичности, но и ударной вязкости ', как показы-
вают следующие средние значения ее для той же стали, пред~варитель-
но закаленной с 980' и отпущенной при 400'.

328
легиРОВАние КОнстРуКциОннОЙ улучшАемОЙ стАли
50 200
%
о 40 .
~С
~30
~ 150
20&l
100
5 10 15 20 25 30
сп~епень о5яатия
~Р ф (прокатка), /~
С точки зрения этой гипотезы трудно, правда, объяснить прич~ину
того, что пластичность и ударная вязкость стали с~неравновесной струк-
турой при наклепе остаются практически постоянными. Однако, незави-
симо от природы, наклеп среднеотпущенной легированной конструкцион--
ной стали со степенью обжатия 5 — 10% и с п~оследующим старением при
100' является, по-видимому, эффектив~ным средством получения высокой
прочности. Возрастание сопротивления отрыву указывает на то, что
высокопрочная сталь, полученная указанным способом, по сравнению с
низкоотпущенной должна обладать меньшей чувствительностью к надре-
зу при статическом нагружении.
С учетом плохой обрабатываемости высокопрочной стали резанием
использование наклепа как средства повышения прочности технологичес-
ки затруднено тем, что наклеп готовых.
деталей после термической обработки со-
пряжен с изменением их размеров. Тем
~к не менее на ряде изделий этот способ мо-
У жет быть с успехом применен. Примером
могут служить различные профили в-
авиастроении, автофретирование оруд~ий-
ных стволов ~и других трубчатых изделий,
'E нашедшее широкое практическое приме-
нение во всех странах, уже упомянутый
~в выше поверхностный наклеп самых раз-
нообразных деталей и т. п.
Г. ДИСПЕРСИОННОЕ ТВЕРДЕНИЕ
Яисперсионное твердение, используе-
мое для упрочнения различных цветных
сплавов, не пр~именяется еще широко как
средство создания высокопрочнои конст-
Рис. 220. Изменение механиче-
ских свойств под влиянием иа- рукционной стали, хотя упрочнение, до-
клепа прокаткой у стали 20 стигаемое при дисперсионном твердении
послс закалки с 900' и отпуска за счет некоторых фаз, может быть весь-
при 300' ма велико. Основной недостаток метода
заключается в резком понижении при этом характеристик пластичности
и увел~ичении склон~ности к хрупкому разрушению. Безуглеродистые же-
лезные сплавы, способные к диспероионному твердению, являются,
а-сплавами и имеют весьма крупное зерно, что дополнительно усиливает
их склонность к хрупкому разрушению в упрочненном состоянии (см.
рис. 144). Вследствие этого дисперсионное твердение может быть исполь-
зовано лишь в некоторых случаях как дополнительная обработка,
а именно:
1. В комбинации с наклепом. Наклеп, усиливая эффект дисперскон-
ного отвердения в направлении повышения прочности, в то же время при-
водит к измельчению зерна феррита, что в свою очередь уменьшает
склонность стали к хруп~кому разрушению. Такая' комбинированная об-
работка может быть использована, например, для получения высокопроч-
ного тонколистового материала, в котором наклеп легко достигается пу-
тем холодной прокатки или ~подкатии.
2. Как средство дополнительного упрочнения сорбитной основной
массы (см. рис. 124), в которой феррит имеет очень мелкое зерно. По-
следняя может быть получена либо в результате обычной марте~нситной
закалки и последующего отпуска,-либо в результате нормализации ста-
ли Go средним или несколько пониженным содержанием углерода. В обо-
их случаях при отпуске одновременно реализуется и эффект дисперсион-

ПОЛУЧЕНИЕ ВЫСОКОПРОЧНОЯ КОНСТРУКЦИОННОЯ СТАЛИ
329
ного твердения. Нормализацией можно ограничиться в том случае, когда
твердый раств~ор упрочняющей фазы в феррите обладает большой устой-
чивостью.
Эффект, достигаемый при упрочнени~и дисперсионным твердением,
зависит в большой степени от состава упрочняющей фазы„условий ее вы-
деления из раствора, формы и распределения д~испероных частиц. В част-
ности, можно использовать в качестве упрочняющей фазы стойкие кар-
биды, позволяющие получить существе~нное дополнительное упрочнение
при отпуске. Значительный эффект упрочнения может быть получен так-
же за счет некоторых соединений, образуемых вводимым~и в сталь эле-
ментами. Примером может служить химическое соединение, точнее,
сверхструктура NIAI (см., например, 475]. Повышение твердости и проч-
ности, достигаемое при отпуске за счет выделения этой фазы, может быть
весьма вел~ико не только у безуглеродистого сплава, но и у стали со сред-
ним содержанием углерода. Однако и здесь пластичность и особенно
ударная вязкость при этом падают очень резко, так что участие наклепа
и в этом случае может играть весьма полезную роль.
Наиболее широко исследована в качестве упрочняющей фазы в кон-
струкционных сталях медь. Во всех исследованиях [321, 322, 4021, в том
числе и наших, установлено, что эффект дисперс~ионного твердения, вы-
зываемый медью в железе и в малоуглеродистой стали, сохраняется и в
легированной стали, ~но также уменьшается с увеличением содержания
углерода.
Твердый раствор меди в железе обладает малой скоростью разложе-
ния. Вследствие этого эффект дисперсионного тверден~ия при отпуске мо-
жет быть получен и,после предварительной нормализации. Однако под-
робное исследование (322] механических свойств хромомедистых (с очень
низким и средним содер&gt;ка~н~ ем углерод ), никельмедис ы и хромо
кельмедистых сталей, содержащих 1 — 5'/, Си, после различных обрабо-
ток показало, что,при одинаковой прочности среднеуглеродистая сталь,
лепированная медью, обладает большей ударной вязкостью после закал-
ки с последующим отпуском, чем после нормализации с последующи~м от-
пуском прои той же температуре. Очевидно, в случае предварительной за-
калки основная масса стали состоит из мартенсита, вследствие чего она
после огпуока сама имеет более ~высокую ударную вязкость, чем в слу-
чае предварительной нормализации.
Упомянутые исследования показали также, что, хотя наибольшее
упрочнение за счет дисперсионного твердения медью соответствует тем-
пературе отпуска около 500', целесообразно повышать теипературу отпу-
ска примерно до 550 — 600'. Падение прочности при этом еще не велико,
а ударная вязкость значительно повышается.
В малоуглеродистой стали после нормализации или закалки без
последующего отпуска, т. е. за счет вхождения мед~и в пересыщенный
твердый раствор, может быть получено такое &gt ке упрочнен е, а и
счет дисперсионного твердения, достигаемого при последующем отпуске.
Количество меди, вводимое в лепиро~ванную сталь с целью ее упроч-
нения за счет дисперсионного тверден~ия, желательно иметь не выше
1,0 — 1,5 '/о .
Общим достоинством диспе~рсионного твердения как средства упроч-
нения стали по сравнению с обычной закалкой и отпуском является
меньшая зависимость механических свойств от размеров сечения обра-
батываемой затотовки. Это относится особенно к тем случаям, когда
скорость распада упрочняющего элемента в железе мала.
Говоря о путях повышения прочности конструкционной стали, не

330
леГиРОВАние КОнстРуКциОннОЙ улучшАемОИ стАли
следует забывать, что в ряде случаев серьезный эффект может быть до-
стигнут за счет рационализации конспрукций или узлов, для которых
предназначена ~высокопрочная сталь.
9. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
Из всего сказан~ного вьпие следует, что в конструкционной стали
чрезвычайно ценным легируюш~и~м элементом является кикель, обеспе-
чивающий прои одинаковой прочн~ости стали наибольший запас вязкости,
а в сочетании с хромом — и весьма глубокую прокал~иваемость. Поэто-
ду хромоникелевая сталь получила.широкое.распространение, особенно
для крупных сильно нагруженных изделий ответственного назначения.
Многолетним опытом применения хромоникелевых сталей был установ-
лен и их опти~мальный состав: около 1'/, Сг,и около 2 3 и 4'/о Ni при сред-
нем содержании углерода от 0,25 до 0,45'/о, если они применяются как
улучшаемые. Применяются также стали с ~промежуточным содержанием
никеля, например с 1,5, 3,25 /о Ni, а также с содержанием хрома, значи-
тельно отклоняющимися от 1'/р в ту или другую спорону. С целью умень-
шения склонности хромоникелевых сталей к отпускной хрупкости и до-
полн~ительного повышения прочности в ~них вводят 0,20 — 0,40О/ц Мо (или
вольфрам), а для дальней~шего,повышения прочности — также и 0,10—
0 15О/ V.
Как можно видеть из ~рис. 221 (296], хром~оникельмолибденовые
стали имеют усложненную кинетическую диаграмму разложения аусте-
нита. Устойчивость аустенита в перлитной области с повышением содер-
жания никеля при одинаковом содержании других элементов сильно
увеличивается, причем максимум устойчивости сдвигается к более низ-
ким температурам. С п~овышением содержания никеля увеличивается
устойчивость аустенита и в промежуточной области, но в значительно
меньшей степени, чем в перлитной.
Таким образам, для изделий или заготовок из храмоникельмолиб-
денов~ой стали легче обеспечить перлитную, чем игольчатотрооститную
прокаливавмость, что должно учитываться также при выборе закалива-
ющей среды и решении ~ряда других вопросов, в частности при установ-
лении условий отпуска. Если игольчатотрооститная пр~окаливаемость
данной заготовки играет особо важную роль, то целесообразно стре-
миться к верхнему для данной марки содержанию углерода, так как по-
следний и в хромоникелевых или хромоникельмолибденовых сталях
сильно повышает устойчивость аустенита в про)межуточной области,
почти не влияя или даже несколько уменьшая устойчивость его в пер-
литной области. Повышение же содержания молибдена влияет на пер-
литную прокаливаемость в противоположном направлении и практиче-
ски не влияет на игольчатотрооститную прокаливаемость. С точки зре-
ния перлитной прокаливаемости следует ю~еть еще в виду, что на нее
влияет и дендритная ликвация [3021, к которой хромоникелевые
стали весьма скл~онны, причем наиболее значительна дендритная лик-
вация храма (см. 3451. Хотя в поковках ликвация по сравнению со слит-
ком уже сильно ослаблена, тем не менее с ней еще часто приходится
считаться.

ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
Температура критической точки Ас, у хромоникельмолибденовых
сталей колеблется в пределах 750 — 780'. Поэтому не следует нагревать
их для закалки вы~ше 830 — 850. Как видно из табл. 36 [296], при более
высоком нагреве увеличивается и количество остаточного аустенита,
тем более, что в сравнительно крупных заготовках оно может возрасти
еще дополнительно за счет частичного превращения аустенита в про-
межуточной области.
,Зля изделий небольших размеров,,менее нагруженных и,менее от-
ветстве~нного назначения. еще задолго до второй мировой войны успешно
BDO
800
800
600
400
200
200
10+
102
&g ;g
стремя, сек.
У04
sO'
Рис. 221. Кинетические диаграммы разложения переохлажденного аусуениуа
у хромоникельмолибденовых сталей с разным содержанием никеля. Предваритель-
ный нагрев 870 — 880':
а — сталь с 0,36% С, 0,950/0 Cr. 1,82% Ni и 0,24% Мо; б — сталь с 0,36% С; 0,91% Gr, 2,80%
Ni и 0,24'/о Мо; 8 — сталь с 0,35% С, 0,84% Gr, 3,95% Ni и 0,38% Мо
приме~ияли стали, не содержащие или содержащие малые количества
дорогих легирующих элементов — ныкеля, молебдена, ванадия, воль-
фра~ма — и легированные главным образом хромо|м, марганцем и крем-
нием в различных сочетаниях, а также хромом и моли|бденом.
Однако экономические и стратегические соображения, особенно во
время второй мировой войны, заставили пересмотреть систему легирова-
ния конструкционной стали также для изделий ответственного назначе-
ния. Общим для всех стран был, по-видимому, недостаток нвкеля, вслед-
Таблица 36
Темпе-
ратура
нагрева
С
35XH3M
35XH4M
35ХН2М
в масле
на воздухе
на воздухе
в масле
на воздухе
в масле
600
~ 400
: 200
Зависимость количества остаточного аустенита
в хромоникельмолибденовых сталях от условий закалки
Количество остаточного аустенита, О~„при охлаждении стали

332
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
ствие чего |разрабатывались в первую очередь безникелевые и малонике-
левые стали. Такие стали часто называли сталями-заменителями. Однако
такое название, более или менее верно характеризующее временно
применяемые по необходимости стали с заведомо пониженными свой-
ствами, следует считать неудачным, так KBK оно неправильно ориентиру-
ет исследователей, ~производителей и особенно потребителей-конструк-
торов. Сталей-заменителей нет. 1~аждая сталь, в зависимости от
легирования и обусловленных последним свойств и особенностей изго-
товления и обработки, может обеспечить определенные требования при-
менительно к кон~кретным изделиям. Именно этот принцип позволил
после войны и позволяет в настоящее время использовать результаты
исследований и накопленный опыт производства и применения «сталей-
заменителей» для более рационального, с экономической и производст-
венной точки зрения, легирования конструкционной стали разного
назначения.
В более широком толковании этот принцип, который во время войны
называли принципом «идеальной стали», означает, что от стали не следу-
ет требовать излишних производственных запасов прочности и что она
должна быть легирована в степени, достаточной для обеспечения
предъявляемых к ней требований применительно к данным изделиям.
Отметим здесь, кстати, что эти требования, а также характеристики,
служащие критерием прочности, в свою очередь далеко не всегда доста-
точно обоснованы [см., на~пример, 3471 и часто без нужды повышаются
из соображении большей надежности.
При изыскании низколегированных конструкционных сталей во
время войны в США и частично у нас руководствовались также принци-
пом «взаимозаменяемости легирующих элементов», главным образом
по признаку их влияния на,прокаливаемость, определяемую методом
торцовой закалки. При одинаковых ~механических, технологических свой-
ствах и прокаливаемости сталей предпочтение отдавалось той из них,
которую можно выплавлять в основных мартеновских печах, хотя ря-
дом исследований, проведенных во время войны у нас и за рубежом, бы-
ло ~показано, что и высоколегированные конструкционные стали ответ-
ственного назначения могут выплавляться в основных мартеновских
печах при условии внесения некоторых изменений в технологию плавки.
Наконец, значительное внимание уделялось уменьшению количества
марок легированной конструкционной стали.
После второи мировой войны во всех странах сохранилась тенденция
к уменьшению содержания в стали легирующих элементов (принцип
«идеальной стали») и сокращению количества марок стали. Поэтому на-
ряду с возобновлением применения многих довоенных марок, часто с
важными коррективами, продолжается также производство и примене-
ние ряда низколегированных сталей, разработанных и всесторонне про-
веренных во время войны.
Что касается собственно легиро~вания, то тенденции использования
различных элементов в конструкционной стали в главных промышлен-
ных странах приблизительно следующие. В Германии во время войны
основными направлениями разработки малолегированных сталей были..
замена хрома марганцем; частичная замена ~марганца кремнием; пони-
жение содержания марганца. Марганцовистые, марганцовованадиевые
с 1,2 — 1,5О/О Мп и 0,10 — 0,15О/ц V, марганцевоникелевые с 1,0 — 1,3О/, Мп
и 0,9 — 1,1О/О Ni и марганцевоникельванадиевые стали там п~рименялись
да~же для изготовления стволов орудий, хотя это было сопряжено с
большими трудностями. Эти стали выплавлялись в электропечах, они

ТГНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
содержали, значительно пониженные количества серы и фосфора, зака-
ливались в воде и все же с трудом обеспечивали требуемую ударную
вязкость на поперечных образцах. Была также введена сталь с 0,55—
0,62'/О С, 0,8 — 1,1'/, Мп, 0,9 — 1,2'/, Cr и 0,10 — 0,18'/p V, а для наиболее
нагруженных изделий применялась сталь с О,ЗО/р С, 2,3О/р Сг и 0,2О/p V.
Все эти стали обладают большой склонностью к отпускной хрупкости.
Основные тенденции в области легирования улучшаемой конструк-
ционной стали в ФРГ и ГДР в настоящее время ясны из табл. 37 [503], в
которой приведены по последним нормам химический состав и пределы
применимости некоторых принятых там сталей. Наряду с углеродисты-
ми', марганцовистыми, марганцевованадиевой, хромистыми' и хромо-
молибденовыми ~ для изделий менее ответственного назначения, продол-
жает применяться как наилучшая среди безникелевых высокохромистая
сталь с ванадием (сталь 30CrMoV9), но для устранения отпускной
хрупкости в нее введено 0,15 — 0,25'/О Мо. В отношении хромоникель-
молибденовых сталей, предназначенных для изделий ответственного
применения, обращает на себя внимание тенденция к уменьшению со-
держания никеля за счет увеличения содержания хрома. Следует заме-
тить, что сталь, аналогичная немецкой 34CrNiMo6 в табл. 37, была раз-
работана для крупных поковок во время войны в Советском Союзе под
маркой 35ХН1М.
Интересно, что на основании новейшего опыта исключены стали,
содержавшие 3,5'Д, и 4,5О/О Ni (прежние марки VCN35 и VCN45), так как
введение в сталь никеля выше 2'/р, не давая особых технических преи-
муществ, ухудшает кристаллизацию слитка и технологические свойства
стали. Более того, как видно из табл. 38 [503], у обеих сталей с повышен-
ным хромом и пониженным никелем свойства на поперечных образцах
выше, чем у соответствующих им прежних марок. Сталь, аналогичная
немецкой 30CrNiMo8, применяется в некоторых случаях и в Советском
Союве, но заслуживает, по-видимому, более ши~рокого применения.
В США во время войны была разработана большая группа малоле-
гированных конструкционных сталей, большей частью с повышенным со-
держанием марганца,,под названием NE (National Emergency). Так как
марганец способствует росту зерна, то им легировались так называемые
мелкозернистые стали, раскисляемые алюминием. В частности, такая
сталь, содержащая 0,4О/О С и 1,4 — 1,5'Д Мп, получившая там название
«полулегированной», по прокаливаемости приближается к хромоникеле-
вой с 0,4'/р С, 0,6 — 0,7'/о Cr и 1,25 — 1,35О/о Ni и применялась для изделий
диаметром до 40 мм, закаливаемых даже в масле.
После войны многие ~малолегированные стали типа NE, уточненный
состав которых приведен в табл. 39 [634], применяют в виде промежуточ-
ной серии TS для изделий менее ответственного назначения. В каждой
группе стали различаются только содержанием углерода, среднее зна-
чение которого указывается последними двумя цифрами вместо двух
нулей в номере группы. В табл. 39 приведены крайние значения содер-
жания углерода ври данном содержании легирующих элементов; поэто-
му последние две значащие цифры в номерах групп не приводятся. Для
наиболее же ответственных изделий в настоящее время применяются в
основном довоенные стали, состав которых приведен в табл. 40 [503].
' Качественные углеродистые стали Ск, кроме меньшего содержания S и Р, отли-
чаются от таких же сталей С большей однородностью, чистотой от неметаллических
включений и лучшей поверхностью.
2 Сталь 34Cr4 закаливается в воде, а 41Сг4 — в масле.
з Сталь 50CrMo4 закаливается в масле. Остальные — в воде.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
334
Некоторые современные немецкие улучшаемые
Химический состав,
Обозначение
марки
Мп
Сг
0,18 — 0,25
u,32 — 0,40
0,42 — 0,50
0,57 — 0,65
'С22/Ск22
C35/Ñê35
C45/Ск45
С60/Ск60
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,30 — 0,60
0,40 — 0,70
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,80 — 1,1
1,2 — 1,5
1,1 — 1,4
1,6 — 1,9
0,25 — 0,50
0,15 — 0,35
1,1 — 1,4
0,15 — 0,35
0,36 — 0,44
'0,27 — 0,34
0,33 — 0,41
0,38 — 0,45
40Мп4
ЗОМп5
37Мп$15
42MnЧ7
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,90 в 1,2
0,90 — 1,2
0,30 — 0,37
0,38 — 0,44
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
34Сг4
41Ср4
0,15 — 0,25
0,15 — 0,25
0,15 — 0,25
0,15 — 0,25
0,15 — 0,25
0,90 — 1,2
0,9С — 1,2
0,90 — 1,2
Q,90 — 1,2
2,3 — 2,7
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,40 — 0,70
0,22 — 0,29
0,30 — 0,37
0,38 — 0,45
0,46 — 0,54
0,26 — 0,34
25CrMo4
34CrМо4
42CrМо4
50СгМо4
ЗОСгМоЧ9
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,90 — 1,2
1,4 — 1,7
1,8 — 2,1
0,15 — 0,25
0,15 — 0,25
0,25 — 0,35
0,90 — 1,2
1,4 — 1,7
1,8 — 2,1
36СгММо4
34CrNi Моб
ЗОСгЮМо8
0,50 — 0,80
0,40 — 0,70
0,30 — 0,60
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,32 — 0,40
0,30 — -0,38
0,26 — 0,34
Из табл. 40 видно,. что америка~нские стали разделяются на три
группы:
1) легированные одним элементом: м арганцем (1300), никелем
(2300), ~молибденом (4000) или храмом (5100);
2) легированные двумя элементами: хромоникелевые (3100), хромо-
молибденовые (4100), никельмолибденовые (4600) и хромованадиевые
(6100);
3) легированные тремя элементами: хромоникельмолибденовые
(4300) .
Внутри каждого типа, обозначеннаго номерам, сталм различаются
только содержанием углерода, для которого в табл. 40 нриведены
крайние значения. В |послевоенное время в США введены стали Н (Har-
denability), нормируемые по прокаливаемости [635], определяемой мето-
дом торцовой закалки. Для этих сталей даются более широкие интерва-
лы содержания легирующих элементов, чем для обычных. В этих сталях
в наиболее явной форме используется принятый в США принцип
«взаимозаменяемости легирующих элементов».
Яля нас американские тенденции в области легирования конструк-
ционной улучшаемой стали предста|вляют ограниченный интерес. Прин-
цип вза~и~мозаменяемости легирующих элементав у нас, как и,в других
европейских странах, не поддерживается (см. стр. 241). Рроме того, в
США, в отличие от Советского Сою|за, xpoiM — один из наиболее дефи.
цитных легирующих элементов. Ра и в отношении экономическои целе-

ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
Таблица 37
конструкционные стали (по DIN 17200)
Наибольший диаметр, мм, для значений у,, кг/м.м2
%
1 1
16
40
100
100
100
250
40
40
100
250
16
40
16
0,07 — 0,12
100
100
16
16
40
40
250
40
100
250
16
40
100
250
).90
250
16
40
100
16
40
100
250
40
0,10 — 0,20
250
100
250
16
40
100
40
100
250
40
сообразности использования некоторых других элементов имеются су-
щественные различия в этих странах.
В Англии во вовремя войны было сокращено количество марок кон-
струкционной стали с 6 до 7, из которых три представляли собою
хромоникельмолибденовые, три легированные только марганцем в ко-
личестве до 1,6 — 1,8% и одна — ~марганцевомолибденовую. Эти малоле-
гированные стали применялись для заготовок диаметром до 100 мм при
категории ~порочности ' 95 кг/мм~.
В настоящее время (ао British Specification, 970, 1947 г.) английские
конструкцион~ные улучшаемые стали делятся на 4 группы: 1) стали, ле-
гирован~ные марганцем, некоторые из них — с добавкой никеля и молиб-
дена; 2) хромистые и никелевые; 3) легированные тремя и больше эле-
ментами и 4) малолегированные, содержащие три — четыре элемента.
Состав и пределы. применимости сталей четвертой группы, обозначаемых
Еп. 100 и Еп. 110 (Еп в Англии означает стали для «general Engineering
purposes»), приведен в табл. 41.
Во Франции во время войны новые стали, по-видимому, не разра-
батывались. В настоящее время там применяются улучшаемые конст-
рукционные стали шести групп: 1) марганцевые; 2) хромистые; 3) хро-
мованадиевые; 4) хромомолибденовые; 5) хромоникелевые и 6) хромо-
' В Англии принято характеризовать конструкционную сталь категорией прочно-
сти, но, в отличие от Советского Союза, не по пределу текучести, а по пределу-
прочности.

Химический состав. %
(;ерия
С Mn Si Ni Gr Mo
Химический состав, б~~, средний (кроме С)
неыецкоиеи стали
Ф
° °
° ! I ! ' ! е е
° ° °
° °
° ° J ° °
° °
° °
I
1 °
° ° ° ф ю
° ф
° °
° °
° !
° °
° °
е, 1 °
° ° Э
1' °
° ° !
1 I 1s °
° ф
б у
Ie
I 11' I
Ie
1 1 !
I
I 1 1
° !
б !
1 '1
1 1 ' 1 °
! "I I lt
'I
е
I
е
I li Ф
1 ! 1 1
1 I ! II
1 I '! 1 I 1
I 1 1 '1 1 1
I ! 1
1 1
1 1
I 1
1 1 I
I I' 1
Ie
е
I I I I 'I
° 1 II
I 11
I "I 1 1 1 1
I ' I I 1 I
° I e
' ° II
4 ° ° ° ° ° ° I ° ° ° ° ~ ° ° °
° ! °
° ' ° ° ° е ° ° ° ° 1
° l ° °
° ° ° ° ° ° °: ° ' ! !'',
1
е
1 е
I
° 4 4
° °
II
I
I
ll
' 111
11
11
' ° 11
1
е Il
I
1
I
1
1
!
е
!
I
1 е
1
е
I
I
1 °
1 е I e
е

ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
337
Таблица 41
Улучшаемые конструкционные стали пониженной легированности, применяемые в Англии
Наивысший диаметр заготовки, л~м,
при ~b, кг/мм'
«имический состав, %
Обозна-
чение
85—
100
95—
100
100 — 110—
115 ! 25
Мп
Мо
Si
Сг
70 — 85 80 — 95
&lt;0
0,30—
0,60
0,90—
1,40
0,35—
0,45
0,35—
0,45
0,15—
0,25
0,10—
0,20
&lt; 50 & t;10
&lt; 5 У 0 с
0,50—
1,00
1,20—
1,60
1,20—
1,50
0,40—
0,80
Еп. 100
Еп. 110
~~30 .:30
~Ñ65 &lt
0,10—
0,35
~&lt
' Марки, сохраняющиеся без изменения или с незначительными изменениями про-
тив стандарта 1948 г., в табл. 42 не приводятся.
никельмолибденовые. В пределах каждой из этих групп стали разли-
чаются главным образам содержанием углерода. По своему составу они
значительно приближаются к современным немецким маркам.
В Советском Союзе в послевоенном стандарте ГОСТ 4543 — 48 tcM.
также 402] были учтены результаты исследований и производственный
опыт военного времени. Однако исследования и производственный опыт
последних лет позволили внести в этот стандарт значительное количе-
ство важных изменений в следующих основных направлениях.
1. Сужение пределов содержания углерода приблизительно до
О,06 — 0,08%, а в отдельных случаях и до 0,05% вместо 0,1%.
2. Широкая замена, молибдена, вольфрамом. 1~ак видно.из табл. 42,
вместо хромоникельмолибденовых введена большая группа хромони-
кельвольфрамовых сталей. Вольфрам используется также в хромоволь-
фрамовой стали 35ХВ, в стали 40ХНВА, взаимозаменяемой со сталью
40ХНМА; в азотируемой стали 38ХВФЮ.
3. Введение нескольких яовых групп сталей, например хромомар-
ганцевотитановых ЗОХГТ, 35ХГТ и 40ХГТ (табл. 42), которые хорошо
зарекомендовали себя в автостроении [636]. Сталь 4ОХГТ имеет при оди-
наковой твердости близкие к стали 40ХНМА характеристики, прочности,
но более низкие значения пластичности и ударной вязкости, и обладает,
естественно, склонностью к отпускной хрупкости. Сталь ЗОХГТ может
применяться и в качестве улучшаемой в низкоотпущенном состоянии,
т. е. как высокопрочная, и как цементуемая. Из сталей других новых
групп (табл. 42) хромамарганцевоникелевая ЗОХ2ГН2 и хромокре~мне-
марганцевоникелевая ЗОХГСНА примвняются как .высоиопрочные — по-
сле закал~ки с низким отпуском, а хромсмарганцевоникелевая с титаном
25Х2ГНТА может п~рименяться и как цементуемая (см. табл. 57 и 58)
и после,изотер~мической закалки. Для послвдней стали свойства, полу-
чаемые.после изотермической закалки в сравнении с закалкой Hà iMap-
тенсит и низким отпуском, были приведены выше, в табл. 34.
4. Введение новых ~марок в стандартизованных ~ранее группах. При-
мерами таких марок в табл. 42,могут служить: хромокремнистые 38ХС
и 40ХС, кремнемарганцевая 36Г2С, хромомолибденовая 12МХ.
5. Изменение состава или «разряда качественности» стали некото-
рых IMBpoK, имеющихся в прежнем стандарте, например хромомарган-
цевых, хромомолибденовой 5ХМ.
6. Исключение ряда имеющихся в нынешнем стандарте марок и вве-
дение других вместо некоторых исключаемых. Так, например, исключа-

338
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
Состав некоторых отечественных новых или значительно изменяемых (против
Химический
Обозначение
Сг
ются хромомарганцевомолибденовые и никельмолибденовые стали, а из
молибденовых оставляется только сталь 16М (отличающаяся от преж-
ней 15М несколько более высоким содержанием углерода). Исключа-
ются также стали 20ХМ, 20ХМА, 35Х2МА, 35ХМФА, 25ХНВА, азотиру-
емая 35ХЮА. Одновременно вводятся' другие, например азотнруемые
38ХЮ, ЗЯХВЮФ (табл. 42).
7. Введение ряда сталей с доба~в~кой бора, о которых сказано ниже.
В стандарте также предусматривается возможность изготовления
конструкционных сталей с нормированной склонностью к росту зерна и
нормированной прокаливаемостью.
На рассмотрении свойств всех марок применяющейся в Советском
Союзе конструкционной улучшаемой стали мы, естественно, не можем
здесь останавливаться. Поэтому ограничиваемся приведением в табл.
43 для некоторых новых марок приблизительных значений механичес-
ких свойств и отсылаем читателя к справочным и другим литературным
источникам, в которых содержатся данные о свойствах и особенностях
ряда п~риведенных в табл. 42 или близких z,íèì по составу сталей
[636, 578, 637, 611, 318, 296, 314 и др.].
Таким образом, и в Советском Союзе в настоящее время предусмот-
рено значительное количество сталей, не содержащих или содержащих
16М
50ХФА
12МХ
38ХС
4ОХС
36Г2С
ЗОХГТ
35ХГТ
40ХГТ
12ХМФ .
12Х1МФ
25Х2МФА
38ХЮ
38ХВФК)
ЗОХГНА
38ХГК
ЗОХ2ГН2
16ХСН
25Х2ГНТА
ЗОХГСНА
35ХВ
40ХНВА
35ХН1В
35ХНЗВ
ЗОХ2Н2ВА
ЗОХГНВА
40ХГНВА
ЗОХН2ВФА
ЗОХ2Н2ВФА
35ХНЗВФ
0,13 — 0,19
0,47 — 0,54
'&lt О,
О, 35 — 0,43
0,37 — 0,45
0,32 — 0,40
0,24 — 0,32
0,32 — 0,40
О, 37 — 0,45
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,22 — 0,29
0,35 — 0,43
0,35 — 0,43
0,28 — 0,35
О,З~г-0,43
0,27 — 0,34
0,13 — 0,20
0,23 — 0,29
0,27 — 0,34
0,34 — 0,42
0,37 — 0,44
0,34 — 0,42
0,34 — 0,42
0,27 — 0,34
0,25 — 0,32
0,36 — 0,43
0,27 — 0,34
0,27 — О, 34
О, 34 — 0,42
0,17 — 0,37
0,17 — О, 37
0,17 — 0, 37
1,00 — 1,30
1,20 — 1,60
o,40 — 0,70
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,1 — 0,37
0,60 — 0,90
0,20 — 0,50
0,90 — 1,20
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0.17 — 0,37
0,17 — 0,37
О'17 — 0,37
О,! 7 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,40 — 0,70
0,50 — 0,80
0,40--0,70
0,30 — 0,60
0,30 — 0,60
1,50 — 1,80
0,80 — 1,!О
0,80 — 1,10
0,80 — 1,10
0,40 — О, 70
0,40 — 0,70
0,40 — 0,70
0,20 — 0,50
0,20 — 0,40
0,60 — 0,90
0,80 — 1,10
0,80 — 1,10
0,30 — 0,60
0,80 — 1,10
1,00 — 1,30
0,25 — 0,50
0,50 — 0,80
0,25 — 0,50
0,25 — 0,50
0,30 — 0,60
0,65 — 0,95
0,65 — 0,95
0,20 — 0,60
0,30 — 0,60
0,25 — О,ЕО
&lt;
0,8 — 1,1
0,4 — 0,6
1,30 — 1,60
1,30 — 1,60
(0,25
1,00 — 1,30
1,00 — 1, О
1,00 — 1,30
0,40 — 0,60
0,90 — 1,20
1,50 — 1,80
1,50 — 1,80
1,50 — 1,80
0,90 — 1,20
0,50 — 0,80
1,40 — 1,70
0,80 — 1,10
1,30 — 1,70
0,90 — 1,20
0,90 — 1,30
0,60 — 0,90
1,30 — 1,70
0,80 — 1,20
1,60 — 2,00
0,75 — 1,05
0,75 — 1,05
0,60 — 0,90
1,60 — 2,00
1,00 — 1,40

ТЫ4ДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
Таблица 42
ГОСТ 4543 — 48) марок улучшаемой конструкционной стали
состав. ФД
Мо
А1
W
0,40 — 0,55
0,40 — 0,55
О, 10 — 0,20
0,06 — 0,12
0,06 — 0,12
0,06 — 0,12
0,25 — 0,25
0,25 — 0,35
0,25 — 0,~5
0,15 — 0,30
0,15 — 0,30
0,15 — 0;30
0,1 0 вЂ ,20
0,50 — 0,80
0,40 — 0,70
0,20 — 0,40
0,02 — 0,12
0,15 — 0,30
0,18 — 0,28
0,10 — 0,20
малое количество дорогих легирующих элементов. Как показывает оте-
чественный и иностранный опыт, дальнейшая экономия легирующих эле-
ментов может быть достигнута тремя основными путями.
Первый путь заключается в максимальном использовании углероди-
стой стали, причем под максимальным использованием мы понимаем и
получение наилучших возможных для данной стали свойств, и приведе-
ние предъявляемых к ней требований в соответствие с указанным выше
принципом «идеальной стали». У малоуглеродистой стали (типа Ст. 3)
свойства могут быть значительно улучшены путем термической обработ-
ки («термического упрочнения»), заключающейся в нагреве проката до
температуры выше критической точки Аса и последующем охлаждении
в воде. Такая обработка повышает прочностные характеристики стали
против горячекатаного состояния, приближая ее к некоторым маркам
низколегированной горячекатаной стали, значительно понижает ее кри-
тическую температуру хрупкости и уменьшает чувствительность к ста-
рению '.
' М. В. П рид а н цев и др. Сталь, № 11, 1956, стр. 1006; № 5, 1958, стр. 449;
Н. В. Шмидт, 3. Н. Красильщиков, Н. Т. Павленко ц Е. Н. Швач.
Сталь, № 9, 1957, стр. 833; см. также [916].
0,30 — 0,60
0,70 — 1,10
1,40 — 1,сО
О, 60 — 0,90
0,90 — 1,30
1,40 — 1,80
1,25 — 1,65
1,30 — 1,70
2,75 — 3,25
1,40 в 1,80
0,50 — 0,90
0,50 — 0,90
2,00 — 2,50
1,40 — 1,80
3,00 — 3,50
0,50 — 0,80
0,80 — 1,20
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
1,20 — 1,50
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,40 — 0,70
1,20 — 1,50
0,50 — 0,80

Закалка Отпуск Механические свойства
л ратура охлажДа- ратура ОхлажДаюЩаЯ ab зу 65 Ф al,
на~рева 'ц " нагрева среда кг~мм' кг/мм~ % ~у кгм~см2
I
В ° °
е °
6 °
° ° 6 6 6 6
66 6 66
е 6 6 ° 6 ° 6 6 6
66)1 ° б 66 6 ° . ) ' ~ 6 6) 6 ) 66 )6 1I
° ) °
) ° 6
6 б )
° ° )
° I
1 б
° I
1
° °
е еl
aå е I
° ° )
° °
° ° )
° ° )
° °
1
° I
е!
° ° )
° ° ) °
1 1
° ° )
° ° )
66
еI
еl
ю В
° °
В
° ° ) б
е °
° °
6 ° ) r
° ° ( °
Ф
r °
еI
В
в °
° °
° ° )
° °
В
° ° )
° ) °
б ! 66 ° б
° °
° °
е
aå е l
° °
В
° 1
В ° )
е
I 1
° б
° °
е
!!
е!
° б
° °
° еl
° ! ° 1
е ° I
' 66 ° °
° ° )
° °
1 е I
° °
е
° 46
° ° r ° 1
° ° ° ° )
I
Ю
Ф ° ю
° °
° ° ° ° ° °
° ° ° °
° ° ° е
1 's)
° °
Э ° ) Ф
° ° Ю В е
ю
° Ю
° Ф
В
4 °
) °
I ° В °
Э ° °
° °
° ° е ° - - ) ° r
1 ° )
° ° °
1 °
° ° В е В °
° ) ) °
е °
° °
° й
° ° а а
° °
ю ° й °
° °
В
Э ° В r
Э ° Э ° °
Э ° )
Э ° °
& t
) °
Ю
Э ° Э
Э ° °
Ф ° ° °
° ° °
° В °
° В °
° ° В
1 °
б !
1
!
'11
' I I
~ I I
ееl
е
ее!
' I I
ееi
е
е
'11
' I I
1
е
° I
° 1
б
° 11
е
е!
1
I
° !
6'!
II
!
11
I
II
1 ° 1
° !
° !
° !
еl
Il
I
° !
1
I
° !
1
1
б
° !
° I
1
б !

ТРЕНД?- НЦИИ В 0)эЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
$43
' Принципиально использование легирующих элементов из шихты, разумеется, це-
лесообразно и в высоколегированных конструкционных сталях.
Прокаливаемость углеродистой стали можно в известных пределах
регулировать за счет охлаждающей среды, величины аустенитного зер-
на, содержания углерода, примесей и остаточных легирующих элемен-
тов. При данном содержании углерода наилучшие результаты обычно
получаются в том случае, если сталь выплавляется так, чтобы она име-
ла при температуре закалки мелкое зерно аустенита, а детали из нее за-
каливаются в воде. Крупнозернистая сталь не обладает настолько вы-
сокой устойчивостью аустенита, чтобы детали можно было за~калывать
в масле, и имеет при этом пониженную ударную вязкость. Закалка же
деталей из крупнозернистой стали в воде сопряжена с опасностью полу-
чения трещин и поводки.
Повышение прокаливаемости за счет состава прежде всего может
быть достигнуто путем повышения содержания углерода. По этой причи-
не для ответственных изделий в ряде стран одновременно со сталью с
0,35'/0 — 0,50'/р С применяют сталь, содержащую до 0,65'~о С.
Так, например, в Германии ~и во Франции такую сталь применяли во
время войны даже для ответственных поковок. Интересно отметить, что
при этом в ряде случаев был допущен пониженный запас прочности. Как
видно из табл. 37, сталь с 0,57 — 0,65 С сохранена и в нынешнем немец-
ком стандарте. Такая сталь обладает также повышенной стойкостью
против износа.
Дальнейшее повышение прокали~ваемости конструкционной углеро-
дистой стали возможно за счет регулирования содержания при~месей.
Уже обычные примеси в малых количествах (см. рис. 99) понижают кри-
тическую скорость охлаждения почти в 2 раза по сравнению с чистыми
железоуглеродистыми сплавами. В действительности прокаливаемость
дополнительно увеличивается за счет повышенного содержания марган-
ца и небольших количеств элементов, не учитываемых анализом.
.Второй путь заключается в использовании легирующих элементов
из шихты (остаточных элементов), главным образом хрома, никеля и мо-
либдена, которые, присутствуя в стали одновременно, значительно по-
вышают ее прокаливаемость. При этом дополнительное введение леги-
рующих элементов из ферросплавов может оказаться либо вовсе ненуж-
ным, либо незначительным '.
Этот принцип наиболее полно реализован в упомянутых выше аме-
риканских сталях серии NE, а в настоящее время (см. табл. 39) серии
TS. Работы по созданию малолегированных конструкционных сталей на
основе использования никеля и молибдена из шихты проводились во вре-
мя войны и в Советском Союзе. Один из заводов применял подобную
сталь даже для ответственных поковок. Создан~ная по этому же принци-
пу сталь с 0,35 — 0,42 С, 0,6 — 0,9 /о Мп, 0,17 — 0,37 Si, 0,6 — 0,9 Cr,
0,4 — 0,8 /0 Ni была предложена позднее [353], а близкая к ней по соста-
ву сталь 38ХГН (табл. 42) применяется и в настоящее время. Основной
чедостаток этих сталей заключается в необходимости сортировать
скрап, что значительно усложняет производство.
Наиболее широкое развитие получил третий путь, заключающийся
B применении так называемых малых добавок или интенсификаторов.
Среди них наиболее интересна присадка нескольких тысячных процента
б о р а, сильно повышающего прокаливаемость (см. стр. 165) стали, со-
держащей до 0,4 — 0,5'/р С. Во время второй мировой войны легирован-
ные бором конструкционные стали получили значительное развитие в

342
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
США. После войны производство бористых сталей в США [411] снизи-
лось до 0,5 — 1% (от общего ~количества легированной конструкционной
стали) и их применение ограничивалось в основном деталями тракторов,
коленчатых валов дизель-локомотивов и т. п. Однако g 1950 г., в связи
с новым недостатком легирующих элементов, использование бора там
вновь стало расширяться. Так, в 1953 г. конструкционных сталей с бо-
ром было выплавлено около 8о/о (от общего количества легированной
конструкционной стали) .
Накопившийся к настоящему времени значительный опыт [см. 411]
позволяет считать, что среднее количество вводимого в сталь бора дол-
жно составлять 0,002 вЂ ,003%, причем отклонения в ту и другую сторо-
ну практически не влияют на прокалываемость. Нижний предел содер-
жания бора ограничивается точностью его определения, составляющей
+0,0003'/p. Верхн~ий же допустимый предел содержания бора составляет
Таблица 44
Химический состав лигатур, из которых вводится в сталь бор (США)
Химический состав,
Название лигатуры
$i
Са
Мп
А1
ZI'
26,0
13,0
15,0
20,0
20,0
10,0
10,0
17,0
17,0
10,0
12,0
13,0
6,0
7,0
1,5
14,0
4,0
6,0
4,0
8,0
10,0
10,0
6,0
23,0
75,0
(3,5
&lt;..
Таблица 45
Примерный состав лигатур и комплексных раскислителей с бором, разработанных
в Институте ферросплавов ЦНИИЧМ
Химический состав, О~~
Название
лигатуры
Mn Ti
С $
Al
Si
ZI
Fe
0,1 0,02
0,02 0,01
0,2 0,005
17 — 18
6 — 7
0,05
25 — 35
20 — 25
7 — 8
П р и м е ч а н и е. Сплавы 1 и 2 различаются способом изготовления. Сплавы 3 и 5, а также 4
и 7 — источником бора.
Грейнал &g ;
Грейнад,Я 6
Грейнал,'Я 79
Сильв аз
Сильк аз
Карбортам
Бортам
Боронил
Манган-бор
Ферробор А
Ферробор В
3,0
5,0
37,0
37,0
3,0
21,0
40,0
1,0
1,0
1,0
0,2
0,2
0,5
0,6
0,6
1,5
1,7
3,5
17,0
12,0
&gt;1

343
ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
О,007%, так как большее количество его вызывает красноломкость.
Вследствие большого сродства бора к кислороду и азоту необходимо пе-
ред введением его в сталь связать эти элементы алюминием, титаном
или др. Яля уменьшения расхода последних следует уменьшить газона-
сыщенность ванны, не допуская, в частности, ее перегрева.
Вводить бор можно и в виде простой, и в виде комплексной лигату-
ры. В табл. 44 приведен состав применяемых в настоящее время в США
лкгатур, а в табл. 45 — состав лигатур, раз~работанных в Советском Со-
юзе [721]. Следует„однако, иметь в виду, что при разных лигатурах бор
неодинаково влияет на рост зерна аустенита (рис. 222). Вследствие
усиления бором склонности к росту зерна, в США он вводится в &lt;&l
козернистую» сталь, которая обычно раскисляется алюминием в коли-
честве 0,25 — 1,25 кг(т. В случае же легирования такой стали бором ко-
5
~ 8
Рис. 222. Влияние температуры на
величину зерна аустенита в конст-
Рукционной стали с бором, введен-
ным из разных лигатур [411]:
1 вЂ б бора; 2 — грейнал 79; 8 — силь-
каз; 4 — ферробор
8
УБО 8ОО АБО ЭОО S50 ОООО ~ОЬЮ про
Teunepamypa, С
личество алюминия должно быть больше на 0,25 кг(т при выплавке в
мартеновской печки и на 0,34 кг(т при выплавке в электропечи. Если бор
вводится в,виде простой лигатуры, то, помимо лучшего раскисления, не-
обходимо еще давать титан или циркон~ий для связывания азота, 11рН
'IeM II~II электростали, количество этих элементов должно 6bITb B 2 раза
больше, чем для мартеновской, вследствие большего содержания в пер-
вой азота. При достаточном раскислении и деазотировании Йанны ус-
вояемость бора составляет 50 — 90%, в зависимости от содержания в
стали углерода и температуры разливки.
Считают, что с точки зрения прокаливаемости введением 0,002—
0,003% В в улучшаемую сталь с 0,35 — 0,40% С можно заменить следу-
ющие приблизительные количества одного из легирующих элементов
(I, II, III — данные различных исследований):
Ш
0,80
0,27
0,23
0,12
0,87
1,00 — 1,25
О,ЗО — 0,35
0,10 — 0,25
0,12
0,20 — 0,70
1,60
Никеля
Хрома
Молибдена .
Ванадия
Марганца
Кремния
2,0
0,5
0,35
0,3
.Значительное расхождение да~нных разных исследователей может объ-
ясняться несколькими обстоятельствами: 1) введением бора из разных
лигатур и в различно дегазированную сталь; 2) колебаниями в содер-
жании углерода, оказывающего заметное влияние на величину коэф-
фициента-множителя для бора (см. стр. 165); 3) введением бора в раз-

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЙ СТАЛИ
344
ные основы. Наибольший эффект по данным почти всех исследователей
бор дает в стали, содержащей меньше 0,3% С.
Целесообразность и эффективность использования присадки бора
зависит также от экономического фактора. Так, в США, где стремятся
экономить хром, бор, как видно из табл. 46, вводят в большую группу
марганцовистых и марганцевомолибденовых сталей [634]. В ГЯР и ФРГ
сравнительно мало используют бор [411]. При этом исходят из того, что
в сталях, в которых бор может заменить часть никеля с сохранением той
же прокаливаемости н прорабатываемости, никель уже с успехом заме-
нен другими элементами, в частности марганцем. Молибден же вводят
в сталь в минимальном количестве, необходимом для уменьшения ее
склонности к отпускной хрупкости, и дальнейшая замена его бором yme
невозможна. Все же и в ФРГ считают, что целесообразно частично заме-
нять никель бором в цементуемои конструкционной стали.
Таблица 46
Современные американские улучшаемые стали с добавкой бора
Химический состав 1, ~~~
Серия
Мо
Ni
Мп
Sj
Сг
14В
7S50B
50В
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,08 — 0,1~
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,40 — 0,70
80В
81В
Т$86В
1 Содержание бора не меньше 0,0005~~~.
В Советском Союзе бор в улучшаемой конструкционной стали на-
шел пока еще ограниченное, но расширяющееся применение. Так, в но-
вый стандарт вводятся хромистые улучшаемые стали, легированные
бором, следующих, марок (состав, %):
Марка' С
3 5ХРА 0,33 — 0,40
40ХР 0,37 — 0,45
40ХГР 0,37 — 0,45
В
0,002 — 0,005
0,002 — 0,005
0,002 — 0,005
Мп
Si
Cr
0,7 — 1,0
0,8 — 1',1
0,8 — 1,1
о,17 — 0,37
0,17 — 0,37
О, 17 — 0,37
0,4 — 0,7
0,5 — 0,8
0,7 — 1,0
' Бор как добавка в стали обозначается буквой P.
Следует, однако, иметь в виду, что по влиянию на механические
свойства стали малая добавка бора не эквивалентна другим легирую-
щнм элементам, заменяемым ею в смысле влияния на прокаливаемость.
Несмотря на наличие ряда противоречий, сейчас можно считать уста-
новленными три обстоятельства:
0,33 — 0,55
О;47 — 0,55
0,43 — 0,50
0,27 — 0,65
0,27 — 0,34
0,32 — 0,39
0,37 — 0,50
0,47 — 0,55
0,50 — 0,65
0,32 — 0,50
0,47 — 0,55
0,43 — 0,48
0,70 — 1,00
1,20 — 1,55
0,75 — 1,00
0,70 — 1,00
0,55 — 0,80
0,65 — 0,95
0,70 — 1,00
0,701, 00
0,70 — 1,00
0,70 в 1,00
0,75 — 1,05
0,75 — 1,00
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,60
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,25 — 0,50
0,30 — 0,55
0,30 — 0,55
0,35 — 0,60
0,55 — 0,75

ТЕНДЕ11ЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
345
1. Механические свойства стали в направлении вытяжки под влия-
нием добавки бора повышаются,при низких и средних температурах от-
пуска до 400 — 500'. Так, было показано [289], что после низкого отпуска
при практически одинаковой прочности можно у стали с добавкой бора
получить значительно более высокую ударную вязкость. В тех случаях,.
когда заготовка из стали с добавкой бора прокаливается насквозь, а
из стали без добавок не прокаливается, механические свойства стали
с бором будут выше и после высокого отпуска. В этом случае введение
в сталь бора, даже при одинаковых механических свойствах, может по-
зволить закаливать сталь не в воде, а в масле. Если же заготовка, под-
вергающаяся высокому отпуску, прокаливается насквозь и при охлаж-
дении в масле, то введение бора практически никакого эффекта не
дает.
2. Поперек направления вытяжки, при полной прокаливаемости
заготовки и с бором и без него, бор, не влияя на характеристики проч-
ности, понижает |пластичность и особенно ударную вязкость, причем это
влияние сказывается сильнее у высокоотпущенной стали Б90]. Если же
заготовка из стали без бора обладает недостаточной прокаливаемостью,
а бор ее повышает, то за счет этого он повышает также пластичность
и вязкость и на поперечных образцах.
3. Если заготовка из борсодержащей стали не прокаливается на-
сквозь, т. е. содержит немартенситные продукты разложения аустенита,.
то бор сильно понижает ударную вязкость на поперечных и продоль-
ных образцах [540].
Кроме того, малые добавки бора усиливают отпускную хрупкость
стали [172, 638]. Все это делает нецелесообразным введение бора в сталь.
для крупных поковок ответственного назначения, подвергающихся высо-
кому отпуску. Применительно же к небольшим заготовкам менее ответ-
ственного назначения в США считают, что усиление отпускной хрупко-
сти не может препятствовать использованию бора [638]. С этим,можно
согласиться, так как заготовки из хромистой стали — основы, в кото-
рую вводится бор, — также рекомендуется охлаждать после отпуска
в |масле или воде с целью устранения отпускной хрупкости. Следует, од-
нако, считаться с тем, что борсодержащие стали обладают большей
склойностью,к короблению, что особенно важно для длинных заготовок.
К достоинствам легированных бором сталей относятся их лучшая
обрабатываемость резанием и более легкое удаление окалины.
В последнее время было установлено [639, 590], что малые добавки
редкоземельных элементов повышают при одинаковых характеристи-
ках прочности пластичность и ударную вязкость литой и каваной кон-
струкционной стали, особенно при низких температурах. Редкоземель-
ные элементы вводили в углеродистую и легированные стали в виде
комплексной лигатуры под названием «ланцерамп», состоящей из церия,
лантана, празеодима, неодима, самария и др. Наибольший эффект по-
лучается (и на лабораторных, и на производственных плавках в основ-
ной мартеновской печи) при введении лигатуры после раскисления
стали ферросилицием и алюминием и до присадки модификатора
CaMnSi. Пластичность и вязкость стали с добавкой ланцерампа повы-
шаются как после нормализации с последующим отпуском, так
и после закалки и отпуска, причем наибольший эффект достигается при
троосто-оорбитной структуре. Такая сталь, по сравнению со сталью,
в которую ланцерамп не вводился, обладает также лучшей жидкотеку--
честью и свариваемостью.
Исследования показали, что редкоземельные элементы не влияют.

;346
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ УЛУЧШАЕМОЯ СТАЛИ
на прокаливаемость стали и ее склонность к отпускной хрупкости. Од-
на из причин повышенной пластичности и вязкости стали с добавкой
редкоземельных элементов заключается в том, что неметаллические
включения в ней ымеют округленную форму. Другой причиной, по-види-
мому, является вызываемое эткми элементами обессеривание стали. На
100 плавках стали, выплавленной в основных мартеновских печах, было
установлено [б39], что содержание серы в ковше после введения ланце-
ра~мпа уменьшается на 0,004 — 0,005'/О, но на отдельных плавках обес-
серивание может быть и больше. Уменьшением содержания серы в стали
можно объяснить и отмеченный на стр. 299 факт повышения пластично-
сти и ударной вязкости на поперечных образцах под влиянием добавки
ланцерампа. Кроме того, редкоземельные элементы могут влиять по-
ложительно и вследствие легирования ими граничного слоя зерна.
Одновременным введением в сталь бора и редкоземельных элемен-
тов ~могут быть достигнуты две цели: повы~шение прокаливаемости за
счет бора и компенсация отрицательного влияния его на пластичность
и ударную вязкость в поперечном направлении. Ударная вязкость не
только восстанавливается, но даже, повышается Б90]. Следует отметить,
что, по некоторым да~иным [540], редкоземельные элементы, в отличие от
бора, не оказывают заметного влияния на механические свойства стали,
содержащей немартенситные,продукты разложения аустенита.
Таиим образом, дальнейшие исследования совместного влияния ма-
лых добавок бора и редкоземельных элементов ~в различных конструк-
ционных сталях несомненно интересны, тем более, что редкоземельные
элементы улучшают также технологические свойства стали [722].

VI. Легирование конструкционной
цементуемой стали
1. ТРЕБОВАНИЯ, ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
Решающее значение для цементуемой стали имеют ее те х,н о л or и-
ч е с к и е свойства и прежде всего способность воспринимать цемента-
цию. Это означает, что диффузия углерода из карбюризатора в сталь
должна совершаться с достаточной скоростью; науглероженный слой
должен поглотить требуемое для получения высокой твердости ~ма~ртен-
сита количество углерода и иметь при этом бла~гоприятную структуру.
В частности, избыточные карбиды должны быть мелкозернистыми и не
должны образовывать сетки. В переходном слое содержание углерода
должно уменьшаться по воз~можности плавно от наружного слоя к серд-
цевине. Особенно недопустима анормальная структура цементирован-
ного слоя, показанная на рис. 223 [41]. Крупные обособленные карбиды
в анормальной стали с трудом переходят в раствор, вследствие чего
сталь обладает неполной закаливаемостью, т. е. твердость мартенсита
меньше максимальной для данного содержания углерода в слое. Кроме
того, при этом уменьшается прокаливаемость, которая в анормальной
стали вообще меньше, чем у нормальной, из-за более мелкого зерна. Все
это пркводит к получению большого количества «мягких мест» на зака-
ленно~м цементированном слое или недостаточной твердости всего це-
ментированного слоя, если сталь сплошь анормальна. В последнем слу-
чае она вообще непригодна в качестве цементуемой.
Вторым, не менее важным требованием к цементуемой стали явля-
ется хорошая обрабатываемость ее резанием в отожженном или нор-
мализованном состоянии, так как цементуемые детали чаще всего име-
ют весьма сложную форму. Многие детали, вследствие своей массово-
сти, требуют обработки на автоматах. Наконец, иногда необходимо бы-
вает подвергать механической обработке некоторые предохраняемые от
науглероживания места после цементации и термической обработки,
так что сталь в таких случаях не должна обладать твердостью выше
38 — 45 Р~ после закалки и низкого отпуска. Цементированный слой дол-
жен хорошо обрабатываться шлифовкой, не давая при этом трещин.
Из технологических свойств особо должно быть отмечено требова-
ние минимального изменения размеров и корюбления при закалке. По-
ведение цементированных деталей в этом отношении зависит от их фор-
мы, а также от состава и структуры стали, но однозначного влияния
этих факторов пока не установлено [346, 642 и др.]. Поэтому детали,
особо склонные к изменению размеров и короблению, например тонкие
шестерни большого диаметра, закаливаются в прессах специальной
конструкции или других приспособления~х. Все же показано (641], что у
стали с полосчатой структурой наибольшее изменение размеров наблю-
дается в направлении полосчатости. Наименьшее изменение получается
в случае одной закалки с подстуживанием с цементационного нагрева.

348
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
Поэтому рекомендуется применять сталь, обладающую малой склонно-
стью к росту зерна, и ограничиваться одной закалкой. Применение «мел-
козернистой» цементуемой стали целесообразно еще и потом~у, что при
этом может быть повышена температура цементации и, следовательно,
ускорен процесс.
Что касается мех а н и че с к и х св о йств, то наиболее ответ-
ственна роль цементированного слоя, который должен обладать высо-
кой стойкостью против износа и в то же время большой прочностью.
Роль же сердцевины различна в зависимости от характера нагрузки и
конструкции детали. При простом характере нагрузки, например при
растяжении, сжатии, срезе, напряжения распределяются более или ме-
нее равномерно по всему сечению, так что свойства сердцевины и на-
Рис. 233. Нормальная (a) и анормальная (б) структура цементиро-
ванного слоя. )(200
ружного слоя одинаково важны. При сложном напряженном состоя-
нии — изгибе, кручении и т. п., — встречающемся наиболее часто, как
это следует из так называемой диаграммы Вудвайна (348], у деталей
малого сечения общего повышения прочности выгоднее достигать за
счет увеличения глубины цементированного слоя, а у деталей сравни-
тельно большого сечения — за счет увеличения прочности сердцевины,
т. е. применения высокопрочной стали.
Из рис. 224 [346] видно, что с увеличением отношения глубины це-
ментированного слоя образца h к высоте его поперечного сечения В так
называемый условный предел прочности при изгибе цементированного
образца (под условным предело~м прочности здесь понимается разру-
шающее напряжение в крайних волокнах без учета пластической дефор-
мации в подкорковой зоне) возрастает. кривая рис. 224 получена в та-
ких условиях, когда свойства цементируемого слоя оставались неиз-
менными, и поэтому характеризуют влияние оснащения h/В в чистом
виде. Эту зависим~ость авторы объясняют тем, что уменьшение отноше-
ния h/B благоприятствует развитию пластической деформации в под-
корковой зоне при изгибе. Последнее же обстоятельство, как установ-
лено авторами экспери~ментально,. обусловливает понижение разрушаю-
щего усилия, причем это справедливо и в том случае, когда развитие
пластической деформации в подкорковом слое вызывается недостаточ-
ной прочностью сердцевины.
Отсюда вытекает весьма важный вывод, что сердцевина, особенно
у тяжело нагруженнь|х деталей, должна иметь высокую прочность, пре-

ТРЕБОВАНИЯ, ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К ЦЕМЕНТУЕМОй СТАЛИ
349
дельное значение которой определяется, по-видимому, только обраоа-
тываемостью режущими инструмента~ми. Установившееся с давних пор
мнение, что ударная вязкость сердцевины играет решающую роль в со-
противлении цементированного издели~я излому при дина~мическом из-
гибе, в последние годы подвергалось пересмотру, чему в немалой сте-
пени способствовали исследования Л. С. Мороз и С. С. Шуракова [346].
Авторы показали, что в случае «хрупкого» динамического разрушения,
характеризующегося тем, что после образования трещины в цементи-
рованном слое разрушение образца не требует притока энергии извне,
а происходит за счет потенциальной энергии, накопленной до образо-
вания трещины, работа излома цементированных образцов не зависит
от ударной вязкости сердцевины, а зависит только от предела прочности
260
~Ь ~~
Ъ Ъ~
~:~ 240
ay Q
(~
~~ ~~ 220
200
0,40
Б
Рис. 224. Зависимость условного предела прочности от от-
ношения глубины цементированного слоя h к высоте попе-
речного сечения образца В
цементированного слоя. Это иллюстрируется, напрымер, данными табл.
47 [346}, из которых видно, что понижение температуры до — 180', при-
водящее к понижению больше чем в 2 раза ударной вязкости сердце-
вины, но почти не изменяющее хрупкой прочности цементированного
слоя, не вызывает понижения работы излома цементированного образ-
ца. В случае же «вязкого» разрушения, характеризующегося тем, что
после образования трещины необходима дополнительная энергия для
деформирования и разрушения сердцевины, общая работа излома це-
ментированного образца при динамическом приложении нагрузки воз-
растает с увеличением ударной вязкости сердцевины. Однако в усло-
виях службы разрушение деталей, в особенности тяжело нагруженных,
может вызвать уже трещина, образовавшаяся на цементированном
слое. Поэтому практически прочность цементированных изделий и в
случае «вязкого» разрушения при динамическом приложении нагрузки
следует оценивать только тем минимальным значением энергии, кото-
рое необходимо для образования трещины в цементированном слое.
Энергия же эта, YIpH отсутствии пластической деформации в подкорко-
вой зоне, также определяется пределом прочности цементированного
СЛОЯ.
Для ряда изделий, работающих при циклическом приложении, на-
грузки, например коленчатых валов, решающее значение имеет уста-
лостная прочность. 1Яемента~ция, как и другие виды поверхностного уп-
рочнения, не только повышает предел усталости, но и уменьшает чувст-
вительность его к концентраторам напряжений. От ионцентрации напря-
жений зависит и связь между пределом усталости цементированного об-
разца и свойства~ми сердцевины и цементированного слоя. Если разру-
шение начинается в подкорковой зоне, что наблюдается в случае отсут-
ствия резкой концентрации напряжений на поверхности, предел уста-

350
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
Та блица 47
Результаты ударных испытаний цементированных и нецементированных образцов
Удельная работа излома, кгм/см~,
при температуре, 'С
Марка
стала
Образец
+20~
3,Я
4,0
4,1
Цементированный, 15)(15)(100 мм
4,27
14ХН
5,2
4,0
3,0
10,6
11,4
10,2
Нецементированный, Менаже
3,5
5,3
4,1
Цементированный, 15Х15)(100 мм
4,31
37ХН
4,9
5,1
5,2
3,0
.2,9
3,2
Нецементированный, Менаже
ласти детали будет возрастать с увеличением предела прочности сердце-
вины. В обратном случае, когда из-за значительной концентрации на-
пряжений разрушение детали начинается с поверхности, предел устало-
сти этой детали определяется свойствами цементированного слоя. Пос-
кольку ударная вязкость сердцевины оказывает на поведение цементи-
рованных деталей под действием ударной нагрузки далеко не решающее
влияние, возможность повышения усталостной прочности этих деталей
за счет применения высокопрочной цементуемой стали, хотя бы с пони-
женной ударной вязкостью, в ряде случаев приобретает значительный
интерес.
Цем ентир о в а н н ы й сл о й, как следует из всего сказнного
выше, должен обладать не только высокой твердостью, обеспечиваю-
щей ему достаточную стойкость против износа, но и высокой прочно-
стью, которая как у всякой высокоуглеродистой закаленной стали, ха-
рактеризуется сопротивлением отрыву. В связи с этим особое значение
приобретает способность цементированного слоя хотя бы к весьма не-
большим пластическим деформациям. Согласно принятым в настоящее
время представлениям, это должно определять чувствительность це-
ментированного слоя к надрезу, так как местная пластическая дефор-
4
мация у вершин острых надрезов может гасить возникающие там пики
напряжений. Имеются поэтому серьезные основания полагать, что раз-
ная чувствительность цементированного слоя к надрезу у различно ле-
гированных сталей связана с их способностью к пластическому дефор-
мированию, вследствие чего это свойство приобретает самостоятельное
значение. Для ряда деталей, у которых, вследствие резкой концентрации
напряжений, разрушение часто начинается с поверхности, решающую
роль играет предел усталости цементированного слоя.
Для возможности закалки в более мягких средах с достижением
П р и м е ч а н и е. У всех образцов, испытанных при +200, излом волокнистый, у всех образ-
цов, испытанных при — ! 80', излом кристаллический.

ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И УГЛЕРОД В ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
при этом требуемой прочности и твердости цементуемая сталь должна
обладать высокой п р о к а л и в а е м о с т ь ю, причем это требование
часто относится не только к сердцевине, но и к цементированному слою.
Хотя этот слой имеет сравнительно малую толщину, все же, если де-
таль имеет большие размеры, скорость охлаждения его может оказать-
ся настолько пониженной, что поверхностный слой низколегированной'
и особенно углеродистой стали не приобретает той твердости, которая-
соответствует высокому содержанию в нем углерода, т. е. не будет до-
стигнута возможная закаливаемость.
Наконец, содержание дорогих и дефицитных легирующих элемен-
тов, а также трудности выплавки, горячей обработки и др., в цементу-
емой стали, точно так же как в улучшаемой и в других сталях, должны
быть сведены к минимуму.
2. РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
И УГЛЕРОДА В ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
Влияние, оказываемое легирующими элементами на сердцевину, в'
основном такое же, как в улучшаемой конструкци~онной стали, подвер-
гаемой после закалки низкому отпуску, а влияние их на цементирован-
ный слой такое, как в инструментальной стали. Поэтому нет необходи-.
мости здесь еще раз останавливаться на их влиянии. Однако извест-
ная разница, связанная с тем, что здесь оба слоя сосуществуют в од-
ной детали, имеется и для того и для другого слоя. Кроме того, легиро-
вание здесь влияет на некоторые специфические свойства.
Роль легирующих элемвнтов и в цементуемой стали заключается
прежде всего в том, что они уменьшают критическую скорость охлаж-
дения и повышают прокаливаемость. Вследствие этого детали могут за-
каливаться в ~масле или на воздухе, что способствует уменьщению де-
формаций и коробления при закалке, понижает опасность образования
трещин и остаточных напряжений в переходном слое. Устранение таких
явлений для цементуемой стали особенно важно потому, что закалке
подвергаются готовые детали, чаще всего сложной формы.
Вследствие влияния на прокаливаемость, а также в других направ-
лениях, легирующие элементы повышают прочность сердцевины. При
одинаковой же прочности сердцевина у легированных сталей обладает
большей ~вязкостью, а цементированный слой в ряде случаев большей.
пластичностью, чем у углеродистых. Однако некоторые легирующие
элементы, повышающие прочность улучшаемых сталей, не могут быть
использованы для той же цели в цементуемых из-за ограничений, вы-
зываемых свойства~ми и условиями термической обработки цементиро-
ванного слоя.
Прочность сердцевины может быть в большой степени повышена
также за счет более высокого содержания в стали у г л е р о д а, так
как наблюдающееся при этом некоторое падение вязкости, как показано
выше, большей частью не играет роли. Тенденция к,повышению со-
держания углерода в цементуемых сталях наметилась сравнительно
давно; в частности, это предлагалось еще в 1938 г. на Сталинградском
трактором заводе 1см. также 318]. В последние годы разработаны вы-
сокопрочные стали с повышенным содержанием углерода.

352
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
' Однако протягивание шлица в шестернях после цементации при этом
.затрудняется.
Введение в сталь до 0,25 — О,ЗО'/ц С улучшает также ее обрабаты-
ваемость,резанием ' против стали, содержащей 0,1 0,15'/, С, что име-
ет особо ва&gt;к ое значен е, ак ак м~но ие легирую ие элеме ты ух
шают обрабатываемость стали резанием.
При легировании цементуемой стали необходимо все же в первую
очередь учитывать, в какой степени вводимые элементы способствуют
или, наоборот,,препятствуют удовлетворению требований,,предъявляе-
мых к цементированному слою. Как было показано в главе о закалива-
.емости и прокаливаемости стали, максимальная твердость, которую
возможно получить в цементирова|ннам слое, после закалки, определяет-
ся только содержанием в нем углерода. Легирующие элементы, одна-
ко, о 6 л е г ч а ю т д о с т и ж е н и е максимальной твердости, способст-
вуя увел и чеки ю кол и ч ест в а мартенсита. Кроме того, эле-
менты, образующие карбиды, не переходящие в раствор при закалке,
способствуют увеличению стойкости цементированного слоя против из-
носа, одновременно препятствуя росту зерна. Повышение устойчивости
закаленного цементированного слоя, против отпуска также является
иногда положительной стороной влияния легирующих элементов.
Понижая критическую скорость охлаждения, легирующие элемен-
ты, как и закалка с большой скоростью охлаждения (например, в соля-
ном растворе), уменьшают вредные последствия анормальной структу-
ры. Одновременно они способствуют и предотвращению такой структу-
ры. Анормальная структура может получаться не только в цементиро-
ванном слое, но и в высокоуглеродистой стали вообще. Причина этого
явления окончательно еще не установлена. Одни исследователи видят
ее в наличии в стали включений кислородных фаз. Другая теория. ос-
нованная на том, что электролитическое, карбонильное и другие чистей-
шие сорта железа всегда анормальны, связывает это явление с тем, что
в стали из-за ликвации имеются аюеста, состоящие почти из чистого же-
леза, где углерод обладает большой скоростью диффузии, вследствие
чего карбиды легко коагулируют. Некоторые исследования показывают
f643], что анормальная структура получается всегда, всли неметалличес-
кие включения содержат больше 10'/o FeO, и что оба фактора, т. е. об-
легчение диффузии углерода и степень раскисленности стали, как-то
связаны между собою. Во в~сяком случае, практически считают, что
склонность стали к приобретению анормальной структуры наиболее эф-
фективно уменьшают такие легирующие элементы, которые действуют
частично как раскислители и понижают критическую скорость охлаж-
дения и скорость диффузии углерода в феррите. По гипотезе С. М. Ба-
ранова [2311, для устранения анормальности важно иметь в стали высо-
кокремнистые продукты раскисления, играющие ~роль паверхностно ак-
тивного вещества. В случае же раскисления кремнием после предвари-
тельного раскисления углеродом и алюминием анормальность структу-
,ры, по его исследованиям, и в легированной стали не устраняется.
В соответствии,, однако, с нашим предположением (стр. 283), имен-
но в случае раскисления кремнием п осле предварительного раскисле-
ния другими элементами образуется газообразный продукт реакции
SiO, являющийся, по-види~мому, поверхностно активным. Вследствие
этого уменьшается свободная энергия граничного слоя зерен и степень
обогащения его элементами, в том числе и углеродом. В этом случае
граничный слой больше не является местом, где предпочтительно начи-

ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И УГЛЕРОД В ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
353
нается кристаллизация избыточного цементита. Последний выделяется
более или менее равномерно внутри зерен и легко коагулирует, способ-
ствуя также коагуляции цементита перлита. Можно полагать, что вся
проблема анормальной структуры связана с относительным энергетичес-
ким состоянием зерен и их граничных слоев. В частности, возможно.
что вследствие меньшей свободной энергии граничного слоя у стали с
анормальной структурой слабее укрупняется зерно. Однако механизм
процессов, который позволил бы объяснить, все явления, связанные с
образованием анормальной структуры, еще не ясен.
4
'Ь~
Ъ~
Si
Ъ
~а~
%
Ъв
Ъ
Рис. 225. Влияние содержания
углерода в хромистой (1) и
хромоникелевой (2) стали на
остаточный угол закручивания
после закалки и низкого от-
пуска
05 Оф дд
12
i',ä
С. о
11сслсдования влияния легирующих элементов и углерода на п р о ч-
н о с т ь и п л а с т и ч н о с т ь цементированного слоя, проведенные Л. С.
Мороз и С. С. Шураковым [3461, показали весьма положительную роль
никеля в цементуемой стали. Как можно видеть из табл. 48, введение ни-
келя в сталь, содержащую 1,3 — 1,45% Cr, не только повышает прочность
цементированного слоя на гладких образцах, но и сильно уменьшает
чувствительность этого слоя к надрезу. Причина такого влияния никеля
заключается, очевидно, в том, что он увеличивает пластичность высоко-
углеродистой закаленной стали, разрушающейся путем отрыва. Послед-
нее иллюстрируется, в частности, рис. 225 [346], из которого видно, что
Таблица 48
Влияние никеля на прочность цементированного слоя и чувствительность ero
к надрезу
Химический состав стали, %
Среднее усилие1 Р, кг
Понижение
усилия P под
влиянием надреза
оу
образцы с над-
резом
Мп
гладкие образцы
1965
3750
4870
0,56
0,63
0,62
1,45
1,31
1,33
54,О
39,5
21,1
0,50
3,25
5,18
4330
6200
6500
1 Р — усилие в момент образования трещины в цементированном слое.

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
354
7000
~с
ФЧ~
~ 5000
Ъс
Ф 4f000
1
вооо
2000
1000
0
2 3 Ф
iVi и сг, /о
2 3
Ии4г %
Рис. 226. Влияние содержания хрома
и никеля в цементированном слое
на величину разрушающего усилия
— при изгибе. — — — при вдавливании
Рис. 227. Влияние содержания
хрома и никеля в цементиро-
ванном слое на erp пластич-
ность
щиною 0,2 мм сверх 1,1% вызывает резкое падение предела прочности
цементированного слоя при изгибе, что связано с появлением в слое все
возрастающего количества свободных карбидов [346]. Однако прочность
и пластичность цементированного слоя зависят в большой степени и от
формы и расположения карбидов. Расположение в виде сетки по грани-
цам зерен значительно более резко снижает прочность слоя, чем равно-
мерное распределение зернистых карбидов в основной массе. Карбидо-
образующие легирующие элементы могут, следоватеапьно, влиять íà проч-
ность цементированного слоя и через форму карбидов.
О роли свободных карбидов в цементированном слое целесообраз-
но сказать несколько слов. В практике, особенно на авиационных заво-
дах, установилось мнение, что наличие свободных карбидов в цементи-
рованном слое весьма желательно и даже необходимо. Такое мнение
' Количественной характеристикой пластичности на рис. 227 служит диаметр отпе-
чатка, получаемого при вдавливании шарика диаметром 10 мм в пластинку толщиною
5 мм до появления радиальной трещины.
остаточный угол закручивания с увеличением содержания углерода в
стали, подвергнутой закалке и низкому отпуску, уменьшается, íî B хро-
моникелевой стали его значение остается сравнительно высоким даже
при содержании углерода больш~е 1%, тогда как в хромистой стали он
близок к нулю при всех исследованных содержаниях углерода.
1~ак видно из рис. 226 и 227 [3461, роль никеля, повышающего в
хромоникелевой стали одновременно и прочность и пластичность ', сох-
раняется полностью и в образцах,
в которых высокое содержание уг-
лерода было получено непосредст-
венно цементацией. При этом выя-
вилось отрицательное влияние хро-
ма как на пластичность, так и на
прочность цементированного слоя.
Авторы объясняют это тем, что хром
способствует увеличению концен-
6000 трации углерода в поверхностном
слое. Такое объяснение тем более
вероятно, что увеличение среднего
содержания углерода по слою тол-

ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И УГЛЕРОД В ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
355
правильно с точки зрения износостойкости цементированного слоя, на
которую наличие карбидов оказывает и непосредственное положитель-
ное влияние и косвенное, способствуя, как будет сказанно ниже, умень-
шению в слое количества остаточного аустенита. Отрицательное же
влияние карбидов на прочность слоя может быть значительно ослабле-
но за счет их дисперсности. В частности, выделение высокодисперсных
карбидов при низком отпуске после закалки почти не сказывается на
сильном возрастании предела прочности цементированного слоя (при
изгибе), обусловленном уменьшением содержания углерода в мартен-
сите. Поэтому можно рекомендовать получать в цементированном слое
умеренное количество свободных карбидов в форме мелких зерен, рав-
номерно распределенных в основной ~массе.
Систематических исследований влияния легирующих элементов на
прочность цементированного слоя еще нет. Имеющиеся же работы поз-
воляют различать по этому признаку две группы сталей: к первой от-
носятся стали, легированные никелем —,никелевые, хромоникелевые,
хромоникельмолибденовые и т. п., а ко второй — стали хромистые, хро-
мов анадиевые, хромом арганцовистые, хромом арганцевотитановые и
т. п. Стали первой группы обладают сравнительно малой чувствитель-
ностью к надрезу, т. е. к состоянию поверхности цементированного
слоя, тогда как вторая группа цементуемых сталей чувствительна к
состоянию поверхности, причем эта чувствительность возрастает с уве-
личением содержания хрома. При больших содержаниях хрома, свыше
2'/О, резкое падение прочности цементированного слоя вызывается уже
в значительной степени увеличением количества и укрупнением карби-
до[В.
Основная отри ц атель н ая сторона влияния большинства ле-
гирующих элементов заключается в том, что они способствуют увели-
чению количества остаточного аустенита в цементированном слое, ко-
торое и без того значительно из-за высокого содержания в нем углеро-
да. Правда, остаточный аустенит играет и некоторую положительную
роль, уменьшая удельный объем и деформацию цвментированного слоя
против того, что получается в случае чисто мартенситной структуры
его. Это компенсирует также разность удельных объемов цементиро-
ванного слоя (по глубине слоя) и сердцевины, вызванную различным
удельным объемом мартенсита в этих слоях из-за различного содержа-
ния в них углерода (подробней об этом см. [346, 6421 и др.).
Однако основное влияние остаточного аустенита на цементирован-
ный слой отрицательное. Наличие его снижает не только твердость и
стойкость против износа, но, по некоторым данным, и предел устало-
сти цементированного слоя. Имеются основания полагать, что наличие
остаточного аустенита способствует развитию серьезного дефекта на
цементированных тяжело нагруженных шестернях, известного под на-
званием «питтинги», или «оспины» [350, 3511, что также объясняют уста-
лостью повехностных слоев. Влияние остаточного аустенита на свойст.
ва цементированного слоя определяется, по-видимому, не только ero
количеством, но и распределением в слое, а также строением мартен-
сита [723, 351].
Уменьшение количества остаточного аустенита и ослабление ero
влияния возможно, в частности, за счет рационального соотношения
между количеством легирующих элементов и содержанием углерода
в цементированном слое. Благоприятные результаты должны получить-
ся, если легировать сталь небольшим количеством карбидообразующих
элементов и ввести в цементированную зону повышенное количество уг-

356
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
лерода, так что поверхностный слой будет содержать заметное количе-
ство избыточных карбидов, уменьшающих концентрацию ауствнита при
температуре, нагрева и играющих роль зародышей при охлаждвнии. Но
и в этом случае особенно важно иметь карб~иды в коагулированном со-
стоянии, чтобы уменьшить вероятность их растворения при нагреве
для закалки. По-.видимому, наличием избыточных карбидов на поверх-
ности цементирова~нного слоя можно объяснить то обстоятельство, что
наибольшее количество остаточного аустенита получается на некото-
ром расстоя~нии от поверхности (рис. 228).
Если же из соображений .прокаливавмости или упрочнения серд-
цевины и цементированного слоя сталь должна быть высоколегирован-
ной, то уменьшить количество остаточного
„то аустенита возможно за счет условий терми-
~б
бО ческой или специальной обработки цементи-
рованного изделия. В частности, для дости-
Ъ
~~ 5О
!
жения этой цели нельзя закаливать изделия
непосредственно после цементации, а необ-
3 ходима двойная закалка. Поло?китьные
ЗО результаты дает закалка с,подстуживанием
'О и особенно — промежуточный длительный
~ 20
высокий отпуск при - 650 после цемента-
о
& t; ~о ц и, предложен ый А. Н. Жиронки
[351]. Для сталей типа 18Х2Н4ВА или
18Х2Н4МА рекомендуется повторить такой
Ъ1стояние от подерхности,&l ;и отп ск дваж ы. ри э ой обрабо ке уме
шение количества аустенита также дости-
гается олагодаря понижению его устойчи-
вости из-за наличия в слое дисперсной кар-
бидной фазы. Значительный эффект может
быть достигнут путем подбора охлаждаю-
щих масел или масляных эмульсий для за-
калки цементированных изделий. Наконец,
весьма значительное превращение аустени-
-.а, полученного в цементированном слое
при закалке изделия, может быть достиг-
нуто путем «обработки холодом» (табл. 49), предложенной впервые
А. П. Гуляевым для инструментальных сталей'.
Яанные табл. 49 одновременно показывают, что о наличии оста-
точного аустенита в тонком,наружнам слое и ~изменении его количест-
ва после соответствующей обработки можно сравнительно просто, хо-
тя и приближен~но, судить путем .сравнения твердости слоя, измеренной
при большой и малой нагрузке. Выравнивание твердости при малой и
большой нагрузке и на~ибольшее общее ее повышение достигаюгся пос-
ле обработки холодом, следующей непосредственно после закалки.
В этом сказывается явление стабилизации остаточного аустенита. Низ-
кий отпуск после обработки холодом для уменьшения напряжений, как
видно из табл. 49, практически .не изменяет твердости.
Из рис. 228 видно, что после обработки холодом в цементирован-
ном слое остается меньше ауствнита, чем в случае применения про-
межуточного отпуска при 650'. Тем. не менее исследования показыва-
ют [723], что вторая обработка обеспечивает более высокие значения
износостойкости, пластичности и вязкости, чем первая. Объясняется
I
Рис. 228. Количество оста-
точного аустенита в це-
ментированном слое стали
!8Х2Н4В на разном рас-
стоянии от поверхности
[723]:
1 — закалка с 800; 2 — закалка
с 800О с предварительным высо-
ким отпуском; 8 — закалка с
800& t и обрабо ка холо ом
— 120
' Подробней об «обработке холодом» см. [335, 330].

ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И УГЛЕРОД В ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
357
Таблица 49
Изменение твердости закаленного цементированного слоя у стали с 0,~60/о С,
1,5% Сг и 3,5% Ni после отпуска и обработки холодом [644]
Твердость Rg нри нагрузке
кг
Номер
образца
Обработка после цементации
150
4 54'
Закалка с 800' в масле
То же, +отпуск 2 часа при 160'.
То же, что 2, +охлаждение 2 часа при
То же, что 1, +охлаждение 2 часа при
То же, что 4, +отпуск 2 часа при 160'
45
45
60
62
63
59
56
60,5
64
62
— 80'
— 80'
'а Пересчитанная на нагрузку 150 кг.
' Ю. Т. В ыш~к о в ск и й и А. А. Ю р'ге н с о н, Металловедение и обработка ме-
таллов, № 10, 1957, стр. 33.
' Из доклада на конференции по проблемам конструкционной стали в июне 1949 г.
в Ленинграде.
это, по-видимому, большей дисперсностью и более равномерным рас-
пределением участков остаточного аустенита, а также меньшими оста-
точными напряжениями в случае промежуточного высокотемператур-
ного отпуска. Так, показано ', что если остаточный аустенит распола-
гается на поверхности, а глубина цементированного слоя не превыша-
ет 1 — 1,5 мм, обработка холодом не понижает механических свойств
цементированной детали. Возможно, что с остаточными напряжениями
связано и то обстоятельство, что при обработке холодом после предва-
рительного низкого отпуска свойства, в частности усталостная проч-
ность цементированных образцов (по крайней мере, при большой глу-
бине слоя), выше, чем после обработки холодом без предварительного
низкого отпуска [723].
Примен~ительно,к цвментуемым сталям, наруж~ный слой которых
содержит большое количество углерода и легирующих элементов и по-
тому имеет низкое положение температуры начала мартенситного
превращения М„, приходится при обработке холодом считаться прак-
тически с возможностью изотермического протекания мартенситного
превращения аустенита. На рис. 229 по исследованиям И. Л. Ми~рки-
на' видно, что эффект изотермической выдержки при обработке холо-
дом стали 18Х2Н4В сказывается в интервале температур примерно от
— 30' до — 160 + — 170", с ми~нимумом количества аустенита примерно
при — 70' + — 80'. Яля практических целей оказывается достаточным
охлаждение до — 70 —: — 80' с выдержкой около 15 мин.
Исследова~ния последних лет (645, 646] показали, что эффективное
превращение остаточного аустенита,в мартенсит в цементированном
слое, может быть достигнуто также, путем дробеструйного наклепа.
В качестве иллюстрации в табл. 50 [646] показано влияние дробеструйно-
го наклепа на количество остаточного аустенита в цементированном
слое хромомарганцевотитановой стали 18ХГТ.
Использование обработки холодом или дробеструйного наклепа
для уменьшения количества остаточного ауствнита в цементированном
слое по сравнению с двойной закалкой имеет то серьезное преимуще-

° ° е а
° ° °
й й
1 ° в
° 1 ° °
й 1
° 1
в °
° ° ю ° ° ° °
° 1 ° ° ° r ° °
) й
й ) й
° й
е ° °
° ° й
° 91 ° Э
° в
° й
й й
° °
° ° ° ) °
° ° ° °
° °
° е е
° ° й j й
) ° e ° ° j ° s °
1 ° ) r ° ° °
° °
° ° е °
° °
й й й
Э ° e~ °
° °
° е °
° в
° ° °
° ° ю °
й
Я в
° ° ю ° °
° °
й й
° в
° Ф
й й
° ° ) Э
91 ° 1
о 1 °
4 ° ° 1
° 63 ~~йй
RKii( ИИ
- L&lt;&gt
Ю~й~ЙИИИ
ф Ф ) °
°; в ! !
° 1
! ° i °
° ° ° ! ю ° ° ° ° 3 ° ° °
O
! ° в °
° ° °
Ф °
° Э ° ) ° е е ° °
° ° е Ф ° °
1 ° så ° ° °
° °
° е 1 °
° °
й
° Э ° ) ° е °
й ° ° й
Э ° ) °
й °
й
° Э
° 1 ° e ° 1 ° ° ) °
° ) ° Э °
в ° Ф ° ° ) ° ° ° ° 4
° ° )е-в ° вЭ ° °
9 °
й ) ° ° й й
° ° ° ° ° й
° ° °
° е °
r ° е
° °
° й
е ° °
° ) 1
° й
° °
! ! ! ! ' ! 1 i ° ° !
° ! ! ° ! ! !
1 ! ° ! !
° в
° е !
° 1
1
е 3
е
° !
Количество остаточного аустенита, %
Увеличение количества ферро-
магнитной фазы %
до наклепа после наклепа

ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И УГЛЕРОД В ЦЕМЕНТУЕМОЖ СТАЛИ
359
менты, способствующие графитизации, как например кремний, алюми-
ний, никель, медь, кобальт и фосфористые фазы, действуют,в обратном
направлении. Это является одним из основных факторов, определяю-
щих влияние легирующих элементов на глубину цементированного
слоя [352]. Чем больше при прочих равных условиях концентрация уг-
лерода на наружной поверхности, тем больше будет и глубина диф-
фузионного слоя. Второй основной фактор — влияние леги~рующего
элемента на скорость диффузии углерода в у-железе. Таким образом,
элементы, повышающие и скорость диффузии углерода, и начальную
концентрацию его в наружном слое, должны увеличивать глубину це-
ментированного слоя. а элементы, понижающие обе величины, должны
уменьшать глубину цементированного слоя.
Так как ~наиболее распространенные легирующие элементы изме-
няют скорость диффузии углерода и его начальную концентрацию в
разных направлениях, то влияние каждого элемента на глубину слоя
зависит от того, какой из этих двух факторов перевешивает. Так, на-
пример [352], никель и кобальт, увеличивающие скорость диффузии уг-
лерода, все же уменьшают глубину слоя вследствие понижения началь-
ной концвнтрации углерода на наружной поверхности. Хром и вольф-
рам, уменьшающие скорость диффузии углерода, но повышающие ero
начальную концентрацию, увеличивают глубину слоя. Марганец,
практически не влияющий на скорость диффузии углерода, но повы-
шающий концентрацию его на наружной поверхности, сильнее других
элементов увеличивает глуби~ну цементированного слоя.
В настоящее время еще нельзя оценивать количественно результи-
рующее влияние элементов на состав и глубину слоя. Поэтому п~рихо-
дится пока при выборе легирующих элементов пользоваться эмпири-
ческими данными, пригодными для тех конкретных условий, в кото-
рых они были получены. Из таких эмпирических'данных [cM. 41] сле-
дует, что действие никеля и алюминия на понижение концентрации уг-
лерода в цементированном слое слабее, чем кремния. Ванадий павы-
шает содержание углерода в слое в меньшей степени, чем другие кар-
бидообразующие элементы, кроме марганца. Наиболее сильно повы-
шает содержание углерода в слое хром. Слабее хрома в этом направ-
лении влияет молибден и еще слабее —,вольфрам, причем оба эти эле-
мента способствуют получению анормальной структуры. Марганец лишь
немного повышает содержание упяерода в цементированном слое про-
тив простой углеродистой стали и уме~кыхает склонность к образова-
нию в слое анормальной структуры.
Из сказа~нного следует, что только ограниченным числом легирую-
щих элементов в большей или меньшей степени могут быть удовлетво-
рены важнейшие требования, предъявляемые одно~временно к цемен-
тированному слою и к сердцевине. Такими элементами, вводимыми ча-
ше всего не раздельно, а в различных комбинациях, в настоящее время
являются х~ром, никель, марга~нец, титан, ванадий, вольфрам, ~молиб-
ден и, как будет указано ниже, бор.
Следует, однако, иметь в виду, что влияние того или иного элемента
на поглощение сталью углерода в сочетании с другими элементами мо-
жет оказаться иным; с этой точки зрения целесообразно эксперимен-
тально проверить установившиеся взгляды по поводу непригодности
того или другого элемента. Так, например, одновременное присутствие в
стали никеля ослабляет влияние хрома,на повышение содержания угле-
рода в поверхностном слое. Было таиже экспериментально ~показано
[354], что хромомарганцевокремнистая сталь типа ЗОХГС, несмотря на

360
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
содержание в ней больше 1'/ц Si, хорошо восп~ринимает цементацию как
в твердом карбюризаторе, так и газовую, причем качество цементиро-
ванного и переходного слоя вполне удовлетворительно и не уступает
качеству слоя, получаемого на хромоникелевой стали.
\
3. СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
КОНСТРУКЦИОННОЙ ЦЕМЕНТУЕМОЙ СТАЛИ
А. СРЕДНЕПРОЧ НЫЕ ЦЕМЕНТУЕМЫЕ СТАЛ И
Оснавной недостаток углеродистой стали и в случае применения ее
в качестве цементуемой заключается в том, что она обладает малой
прокаливаемостью, и поэтому внутренние слои сердцевины могут не
удовлетворять даже невысоким требован~иям прочйости и вязкости. По
этой:же причине и цементированный слои после закалки может иметь
недостаточную порочность и твердость ниже ~максимальной. Однако здесь
можно повторить то, что было сказано выше относительно улучшаемой
углеродистой стали: прокаливаемость ее можно регулировать за счет
разных факторов, главным образом, за счет содержания примесей, уг-
лерода и остаточных легирующих элементов. Выплавка стали ведется
так, чтобы она была «мелкозернистой», а закал~ка производится в воде,
п~ричем для увеличения прокаливаемости повышается содержание при-
месей, в первую очередь марганца [355].
Едва ли необходимо доказывать, что стремление к экономии леги-
рующих элементов в цементуемой стали имеет такое же принципиаль-
ное значение, как и для улучшаемой. Естественно также, что тенденция
в области леги~рования цементуемых сталей в разных странах определя-
лась и определяется прежде всего сырьевыми ресурсами данной страны.
Однако, независимо от э~кономических соображений, введение большого
количества легирующих элементов в цементуемые стали ограничивается
и техническими соображениями. В частности, это ухудшает обрабаты-
ваемость резанием, усложняет обработку цементированного слоя, уве-
личивая в нем количество остаточного аустенита, в ~ряде случаев ухуд-
шает шлифуемость и т. п. Поэтому применительно к цементуемым ста-
лям стремление к низкому легированию во всех случаях, где это оказы-
вается возможным, ымеет особо важное значение.
В связи с этим целесообразно рассматривать отдельно средне-
прочные и высокопрочные цементуемые стали, причем в качестве услов-
ной границы между ними примем значение предела текучести сердцеви-
ны до и выше 70 кгlмм'. Стали вто|рой подгруппы мы намеренно назы-
ваем не высоколегированными, а высокопрочными, так как высокая
прочность у цементуемой стали, в соответствии с указанными выше сов-
ременными тенденциями, может достигаться не только за счет легиру-
ющих элементов, но и аа счет повышения содержания углерода. Стали
же первой подгруппы мы называем не низколегированными, хотя в
подавляющем большинстве случаев они являются именно таковыми, так
как в эту подгруппу, в соответствии с принятой нами условной границей,
попадают и некоторые стали с пониженным содержанием углерода, но
легированные сравнительно большим количеством никеля, обеспечиваю-
щим повышенную пластичность и вязкость сердцевиы.

361
СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
~Таблица 51
Низколегированные цементуемые стали, применяемые в США (вместо NE)
Химический состав 1, %
Серия
Мп
Si
Cr
Мо
'Ni
50В
80В
Т$94В
Т$4000
Т$4700
Т$8100
Т$8600
0,12 — 0,23
P,12 — 0,28
О,!5 — 0,22
0,09 — О,!4
0,17 — 0,22
0,13 — 0,25
0,13 — 0,25
0,70 — 1,00
0,60 — 0,90
0,75 — 1,00
0,75 — 1,00
0,50 — 0,70
О,'70 — 0,90
0,70 — 0,90
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,20 — 0,35
0,35 — 0,60
0,15 — 0,35
0,30 — 0,50
0,35 — 0,55
0,30 — 0,50
0,55 — 0,75
0,20 — 0,40
0,30 — 0,60
0,90 — 1,20
0,20 — 0,40
0,&l ;0 Ђ” 0
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
0,15 — 0,25
О,!5 — 0,25
0,08 — 0,15
0,08 — 0,15
' Стали серий 50В, 80В и Т$94В содержат добавку бора в количестве не меньше 0,0005%.
Химический состав, термическая обработка и механические свойст-
ва отечественных среднепрочных цементуемых сталей, предусмотрен-
ных проектом нового стандарта, приведены в табл. 52 и 53. КаК
Марганец, а также кремний в цементуемых сталях играют положи-
тельную роль и как раскислители, уменьшая возможность образования
в цементированном слое анормальной структуры. Остаточный хром нес-
колько повышает содержание углерода в цементированном слое.
Из легированных сталей для цементуемых изделий со средней проч-
ностью сердцевины наибольшее распространение во многих странах
получили простые хромистые стали с содержанием хрома до 1%, а так-
же стали, в которые, кроме хрома, вводятся дополнительно ванадии или
молибден. Применение хромомолибденовой стали в качестве цементуе-
мои вызывает некоторые трудности, связанные с тем, что оба элемен-
та — и хром, и молибден — способствуют обогащению углеродом на-
ружной поверхности цементированного слоя, а также с ее пониженной
шлифуемостью и знач~ительными колебаниями свойств сердцевины в за-
висимости от соста~ва, главным образом от содержания углерода. Первый
недостаток можно уменьшить за счет регулирования состава карбюри-
затора и соотношения количества свежей и отработанной смеси. Однако
по экономическим соображениям нецелесообразно применять низколе-
гированные цементуемые стали, содержащие молибден.
В настоящее время, насколько нам известно, хромомолибденовые
стали применяются только во Франции, а простые хромистые — в
СССР, Англии и ГЯР и ФРГ (сталь 15Cr3 в табл. 55). В США разрабо-
танные и опробованные во время войны нивколегированные цементуе-
мые стали типа NE в настоящее время изменены на стали TS в соответ-
ствии с табл. 51 [634]. Внутри каждой серии стали различаются только
содержанием углерода, для которого в табл. 51 приведены крайние зна-
чения в пределах серии. Из табл. 51 видно, что в США в качестве
низколегированных цементуемых сталей применяются: молибденовые с
повышенным содержанием марганца (серия 4000); никельмолибденовые
(серия 4700); хромоникельмолибденовые с низким содержанием хрома
и никеля и с повышенным содержанием марганца. Кроме того, применя-
ются три серии низколегированных сталей с добавкой бора: простая
хромистая без молибдена и с повышенным содержанием марганца, а
также стали с молибденом и с небольшои добавкой нвкеля, вводимого
в основном ив легированного скрапа.

362
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
видно из табл. 52, в Советском Союзе, наряду с давно применяющимися
и стандартизированными марками хромистой, хромованадиевой и хро-
моникелевой стали,,в состав которых вносятся лишь незначительные из-
менения (главным образом некоторое сужение пределов содержания
углерода и никеля), вводятся и новые стали. К их числу принадлежат:
хромоникелевая с низким содержанием хрома 13Н2ХА, обеспечивающая
при пониженной прочности более высокую пластичность и вязкость, чем
сталь 12ХН2, 18ХГН и хромистая сталь типа 15Х с добавкой бора
(15ХР) .
Таблица 52
Химический состав отечественных среднепрочных цементуемых сталей,
и редусмотренных проектом нового станда рта
(взамен ГОСТ 4543 — 48)
Химический состав, ~4
Обозна-
чение
Мп
Cr
Ni
V
0,10 — 0,20
0,10 — 0,20
0,002 вЂ ,005
1,00 — 1,40
1,7 — 2,1
1,5 — 1,9
0,40 — 0,70
Табл ица 53
Термическая обработка и приэлизительные механические свойства отечественных
среднепрочных цементуемых сталей на продольных образцах для заготовок
диаметром до 100 мм
Температура
нагрева для
закалки, 'С
Механические свойства
Отпуск
ж
к
х
Q
аО
~î
f
cU Щ
C4Е
Of Of
И Р
Я f»
Of а3
~е 2~~
Охлаждаю-
щая среда
охлажда ю-
щая среда
gg
О
С4
О
Ю
75
45
15Х
60 14
880 770 â€ 8
Вода или
масло
То же
180
45
50
50
45
55
12
14
13
12
14
20Х
15ХФ
20ХФ
15ХР 1
20ХН
65
65
70
60
65
770 â€ 8
770 вЂ 8
770 — 820
770 вЂ 8
760 вЂ 8
180
180
180
180
180
880
880
880
860
860
80
О
85
80
80
6
8
8
8
10
50
12
45 14
1ЗН2ХА
12ХН2
18ХГН
60
860 770 вЂ 8
180
12
12
50
50
70
70
85
85
760 — 810
770 вЂ 8
180
180
860
860
1 Перед закалкой нормализация с 920 — 930о.
15Х
20Х
25Х Ф
10ХФ
15ХР
20ХН
13Н2ХА
12ХН2
18ХГН
0,12 — 0,18
0,17 — 0,23
0,12 — 0,18
0,17 — 0,23
0,12 — 0,18
0,17 — 0,23
~(0, 15
&lt;0
0,16 — 0,22
О, 17 — 0,37
О, 17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
О, 17 — 0,37
0,40 — 0,7Q
О,-"О — 0,80
0,40 — 0,70
0,50 — 0,80
0,40 — 0,70
0,40 — 0,70
0,30 — О, 60
0,30 — 0,60
0,80 — 1,10
0,70 — 1,00
0,70 — 1, QQ
0,80 — 1,10
0,80 — 1.10
0,70 — 1,00
0,45 — 0,75
0,20 — 0,50
0,60 — 0,90
0,40 — 0,70
Воздух или
масло
То же
Вода или
масло
Воздух или
масло
То же
Э 3

СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
По исследованиям М. В. Приданцева, Г. Л. Лившица и др. [724],
сталь 15Х с бором (15XP) может заменить сталь марок 13Н2А, 15НМ и
20ХН, а в ряде случаев и марок 12ХН2А и 12ХНЗ. Как видно из табл. 54,
сталь 15ХР после двойной закалки на образцах диаметром 16 мм при
практически одинаковой прочности имеет более высокие характеристики
пластичности и особенно ударной вязкости, что авторы объясняют в ос-
новном измельчением структуры,в результате раскисления алюминием,
титаном и цирконием из ферросплава. По данным этих же исследо~вате-
лей 17241, сталь 12ХН2 с бором по своим свойствам равноценна стали
12ХНЗ. Однако получаемый при цементации переходный слой у стали
12ХНЗ почти вдвое толще, чем у стали 12ХН2 с бором.
Таблица 54
Средние значения механических свойств стали 15Х с бором и без бора
(образцы диаметром 16 мм}
4
%
~0.2
кг/мм~
~а
кгм/см'
а~
кг/мм'
Марка
стали
Образец
83,4
84,6
77,2
59,0
58,8
64,0
15,7
13,7
15,8
24,4
19,7
24,1
15ХР
I
II
III
75,1
68,7
7
17,3
19,8
52,0
55,5
55,8
15Х
11,3
9,7
11,1
I
II
I I I
80,0
82,0
78,1
74,9
70,6
П р и м е ч а н и я: 1. Термическая обработка во всех случаях по режиму: закалка с 860' в масле
+закалка с 780 в масле +отпуск при 170' в течение 3 час.
2. I, II, Ш — образцы, взятые от разных частей слитка.
Б. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ЦЕМЕНТУЕМЫЕ СТАЛИ
,Бля тяжело нагруженных цементуемых изделий, от которых требу-
ется очень высокая прочность цементированного слоя и сочетание высо-
ких значений характеристик прочности, пластичности и вязкости сердце-
вины, до войны наибольшее распространение имели хромоникелевые,
хромоникельмолибденовые или хромоникельвольфрамовые, а также ни-
келевые и никельмолибденовые стали.
Хромоникелевые стали обладают наилучшим сочетанием разнооб-
разных свойств, требуемых от сердцевины и цементированного слоя.
Никель, как указывалось выше, ослабляет вредное влияние хирама и
молибдена на повышение содер&gt;ка ия углер д в цементирован
слое. Наличие же в последнем избыточных карбидов хрома сообщает
ему высокую стойкость против износа. Никель повышает также проч-
ность и пластичность цементированного слоя и уменьшает его чувстви-
тельность к надрезу. Ло значений предела прочности сердцевины
100 кгlмм',применяются обычно среднелегированные хромоникелевые и
хромоникельмолибденовые стали. Более высокие значения предела проч-
ности (около 115 кг/мм~) при ударной, вязкости около 10 кгм/см' имеют
высоколепированные стали типа хромоникельвольфрамовой 18Х2Н4ВА
или почти равноценной ей хромоникельмолибденовой стали 18Х2Н4МА,
в ~которой вместо 0,8 — 1,2% W содержится 0,20 — 0,30% Мо. Эти стали
применялись во всех странах и частично еще применяются для наибо-
лее ответственных изделии, таких, как коленчатые валы мощных авиа-
ционных моторов и др.

364
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ UEMEHTYEMOH СТАЛИ
Следует, однако, иметь в виду, что сталям этого типа присущи и
серьезные недостатки. В изготовленных из них изделиях всегда содер-
жится большое количество остаточного аустенита, и по этой причине они
мало пригодны, например, для тяжело нагруженных цементуемых шес-
терен. Специфическая форма кинетической кривой разложения переох-
лажденного аустенита у такой стали, характеризующаяся чрезвычайной
устойчивостью аустенита в перлитной области, обусловливает трудности,
связанные со смягчающвм отжигом ее, с целью улучшения обрабатыва-
емости резанием. Плохая обрабатываемость резанием является вообще
одним из недостатков хромоникелевых цементуемых сталей. По-видимо-
му, более легкое достижение пониженной твердости при отжиге и, как
следствие этого, лучшая обрабатываемость являются важнейшей причи-
ной того, что в СССР, в США и в Англии применяют никелевые и ча-
стично никельмолибденовые цементуемые стали с разным содержанием
никеля. Однако никелевые стали не говорят уже о значительно меньшей
прокаливаемости, не обеспечивают такой же высокой прочности сердце-
вины и цементированного слоя, как хромоникелевые, и, следовательно,
лишь в ограниченных случаях могут заменить последние.
Общим же и наиболее крупным недостатком тех и других является
высокое содержание в них никеля, а в некоторых марках — и содержа-
ние молибдена, вследствие чего во всех странах продолжаются изыска-
ния малоникелевых, безникелевых и безмолибденовых высокопрочных
цементуемых сталей. Пути таких изысканий в СССР, Германии и Япо-
нии совпали: в качестве основных легирующих элементов в цементуемых
сталях в этих странах исследовались хром и марганец.
В ГДР и ФРГ широко применяются хромомарганцевомолибденовые
стали, которые по механическим свойствам, в том числе по усталостной
прочности сердцевины, |могут ~конкуряровать с хромоникелевыми и
частично с хромоникельмолибденовыми сталями.
Так, например, сталь, содержащая 0,17 — 0,23о/о С, до 0,35% Я,
1,3 — 1,5% Мп, 1,7 — 2,0 /9 Cr и 0,15 — 0,25% Мо, в заготовках диаметром
100 мм при ударной вязкости 8 кгм/см' имеет предел прочности до
150 кг/мма, что иногда является даже недостатком, ухудшая обрабаты-
ваемость сердцевины после цементации, особенно у тонких деталей. Яля
наиболее же нагруженных деталей, вместо стали типа 18Х2Н4ВА там
была разработана близкая K ней по свойствам сталь 2/2, содержащая в
среднем 0,18'/ g, 2% Cr, 2o Ni и 0,2'/, Мо [358].
Представляет интерес применяемый в ФРГ и ГДР метод изыскания
новых цементуемых сталей и их текущего контроля, в котором исполь-
зуется своеобразный способ определения прокаливаемости цементуемой
стали. По этому способу ' пластины толщиною 5, 10 и 30 мм нагревают
до предписанной для стали температуры' и закаливают в воде или в
масле. На закаленных пластинках в определенных местах измеряется
твердость, IIo значению IKQToipoH вычисляется величина предела прочно-
сти. Затем строится для каждой толщины частотная кривая, т. е. по оси
абсцисс откладываются вычисленные значения предела прочности, а по
оси ординат — частота (частость) в процентах. На таких графиках, при-
веденных в качестве при~мера для четырех современных немецких сталей
Подробности способа см. в Stahl-Eisen-Priifblatt, 1660 — 50.
' Позднее [см. 653] было предложено повысить температуру закалки пластин, а
именно: для хромистой стали с 780 — 790 до 900 — 910, а для хромомарганцевых с
820 — 830 до 860 — 870, а также вместо цластины толщиной 60 мм ввести пластину
толщиной 5 мм, как более распространенную и важную. Проведенные по этим изменен-
ным условиям статистичесжие исследования и позволили предложить изменения тре-
бований к нынешним сталям, приведенные в табл. 56.

365
СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
(табл. 55) на рис. 230 и 231 1654], заштрихованная площадь указывает
пределы требований стандарта для данной стали и толщины пластины
и, следовательно, степень соответствия этим требованиям. В последнее
время 1654] на образцах, на которых после их изготовления надрез был
замазан смесью шамот-асбест, закаленных по условиям описанного спо-
соба, была исследована зависимость между твердостью и ударной вяз-
костью. При этом оказалось, что с уменьшением толщины закаливаемых
образцов и, следовательно, с повышением твердости ударная вязкость
или остается постоянной или даже повышается.
о0
90
о
6
о
20
0" О
ц
о га
Ь
20
О
60 Юо &lt OD 2D 40 ы Во оо гО 40 80
бу, к?/мм~
g0
Рис. 230. Частотные кривые значений
предела прочности (подсчитанного по
значению твердости Бринеля, исходя из
коэффициента 0,35) дли пластин разной
толщины из двух цементуемых сталей.,
Пластины закалены с 860 — 870:
а — сталь 16MnGr5 (200 испытаний); б—
20MnGr5 (80 испытаний). Цифрами на кривых
указана толщина пластин в мм
ю ю m6 аО ~40 16080 юО ад ~а ~Р ed
j К, к~баю~
Рис. 231. То же, что на рис. 230:
a — для стали 15CrNi6 (100 испытаний) и б—
18GrNi8 (ЮО испытаний). Цифрами на кривых
указана толщина пластин в мм
На основании результатов длительного использования этого спосо-
ба и многочисленных непосредственных испытаний в ФРГ в послевоеч-
ное время были стандартизованы применяющиеся там в настоящее
время высокопрочные цементуемые стали. Химический состав этих ста-
леи по DIN 17210 приведены в табл. 55 1655], а в табл. 56 [654] — уточ-
ненные в последнее время' значения вычисленного предела прочности,
требуемые от высокопрочных сталей на пластинах разнои толщины.
Таблица 51
Химический состав легированных цементуемых сталей по DIN 17210 (Гдр и Фр[')
Химический состав. ~~
Обозначение
марки
Торговый
номер
Si
15Сг3
16NnCr5
20MnCr5
15Сг%6
18Гг%8
41Сг4*
7015
7131
7147
5919
5920
7035
О, 15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
О, 15 — 0,35
0,15 — 0,35
0,15 — 0,35
1,40 — 1,?О
1,80 — 2,10
~ Для деталей, подвергающихся цианированию с закалкой из цианистой ванны.
' См. сн иску на сгр. 364.
0,12 — 0,18
0,14 — 0,19
0,17 — 0,22
0,12 — 0,17
0,15 — 0,20
0,38 — 0,44
0,40 — 0,60
1,00 — 1,30
1,10 — 1,40
0,40 — 0,60
0,40 — 0,60
0,60 — 0,80
0,50 — 0,80
0,80 — 1,10
1,00 — 1,30
1,40 — 1,70
1,80 — 2,10
0,90 — 1,20

ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
Из табл. 55 видна основная тенденция, заключающаяся не только
в максимальном использовании хрома и марганца, но и в полном ис-
ключении молибдена из состава цементуемой стали. Это следует счи-
тать правильным, так как основное влияние молибдена в конструкци-
онной стали — уменьшение отпускной хрупкости — в цементуемых ста-
лях, подвергающихся низкому отпуску, не используется, хотя в действи-
тельности такая тенденция вынужденно проявилась в Германии еще в
конце войны в связи с острым недостатком молибдена.
Таблица 56
Предложенные в последнее время изменения значений cr&g ;, приня ы в |N 17
(издания декабря 195! г.)
Значения а&g ;, кг/м ', вычислен ые из значе ий твердо ти по Брине
для пластин толщиной, мм
Обозначение
стали
30
10
принятое предлагаемое
принятое предлагаемое
принятое
предлагаемое
95 — 125
110 — 140
105 вЂ 1
125 вЂ 1
105 вЂ 1
120 вЂ 1
110 вЂ 1
130 вЂ 1
85 — 115
100 — -130
95 — 125
120 — 145
16MnCr5
20МпСг5
15CrNiб
18CrNi8
80 — 100
100 в 130
90 — 120
120 — 145
90 — 120
110 вЂ 1
100 вЂ 1
?30 вЂ 1
По существу современные немецкие цементуемые стали — это нес-
колько скорректированные по составу стали военного времени, но без
молибдена.
Хромомарганцевые безмолибденовые стали по сравнению с такими
же сталями, легированными молибденом, кото|рым они на деталях сред-
них сечений практичеоки не уступают по свойствам прочности, пластич-
ности и вязкости, обладают даже известными преимуществами, 'к кото-
рым можно отнести их лучшую обрабатываемость резанием и шлифу-
емость. Менее легированная и с более низким содержанием углерода
сталь 15CrNi6 предназначена для тяжело нагруженных деталей с мень-
шим сечением, в которых наиболее высокопрочная сталь 18CrNi8 дает
слишком высокую твердость сердцевины. Улучшаемая сталь 41Cr4, типа
нашей стали 40Х, предназначена для высокопрочных деталей, подвер-
гающихся цианированию. Аналогичная сталь применяется для этой це-
ли также в США и в Англии.
В США, Англии и Франции после войны в качестве высокопрочных
цементуемых сталей снова начали применять никелевые, хромоникеле-
вые и хромоникельмолибденовые стали. Так, в США применяются нике-
левые стали, содержащие 3,5 и 5% Ni, а также хромоникелевые с 1,5%
Cr и 3,5%Ni, частично с 0,1'/, Мо. В Англии применяются стали, содер-
жащие до 1% Cr, до 5% Ni и 0,25% Мо. В Англии применяется также и
сталь 2/2, т. е. с 2% Cr, 2% Ni и 0,2% Мо. Во Франции в качестве наибо-
лее высокопрочной применяется сталь, содержащая 0,9% Cr, 3% Ni u
до 0,3% Мо.
В Советском Союзе во время войны, наряду с хромомарганцевой и
хромомарганцевомолибденовой, была разработана хромомарганцевоти-
тановая цементуемая сталь, позднее стандартизованная как марка
18ХГТ. Исследования показали, что при одной и той же твердости хро-
момарганцевотитановая сталь обладает более высокой ударной вяз-

СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
367
Табл ица 57
Химический состав отечественных высокопрочных цементуемых сталей,
предусмотренных проектом ново! о стандарта (взамен ГОСТ 4543 — 48}
Химический состав,
Яарка
стали
Si
Мп
W Ti
0,17 — 0,37 0,80 — 1,10 1,00 — 1, 30
0,17 — 0,37 0,80 — 1, 10 1,00 — 1,30
0,17 — 0,37 0,70 — 1,00 0,80 — 1,10
0,17 — 0,23
0,24 — 0,32
0,18 — 0,24
18ХГТ
Ц,06—
0,12
0,06—
0,12
31"1ХГТ
20ХГР
О, 002—
О, 005
2,80 — 3,20
3.30 — 3,70
3,30 — 3,70
0,80 — 1, 10
12ХНЗА
12Х2Н4А
20Х2Н4А
18ХСНРА
~0, 15
«~0, 15
0,17 — 0,22
0,16 — 0,21
0,30 — 0,60
0,30 — 0,60
0,30 — 0,60
0,60 — 0,90
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,17 — 0,37
0,60 — 0,90
0,60 — 0,9~)
1,25 в 1,65
1,25 — 1,65
0,80 — 1,10
О, 002—
0,005
О, 17 — 0,37 0,70 — 1, 10 1,40 — 1,80
0,17 — 0,37 0,70 — 1,00 1,40 — 1,80
0,20 — 0,50 0,80 — 1,10 1,30 — 1,70
0,17 — 0,37 0,25 — 0,55 1,35 — 1,65
1,40 — 1,80
1,40 — 1,80
0,90 — 1,30
15Х2ГН2ТА
15Х 2ГН2ТРА
25Х2ГН2ТА
18Х2Н4ВА
0,13 — 0,18
0,12 — 0,18
0,23 — 0,29
О, 15 — 0,20
0,06—
0,12
0,06—
0,12
0,06—
0,12
О, 002—
О, 005
4,0 — 4,5 0,8—
1,2
костью, чем такая же сталь без титана. Присадка титана уменьшает
чувствительность стали к перегреву. И. Е. Конторович и С. 3. Бокштейн
установили, что ~раскисление алюминием с целью уменьшения склон-
ности аустенитного зерна,к росту для цементуемых хромомарганцевых
сталеи обязательно. Даже в сталях, содержащих добавку титана, влия-
ющего в том же направлении, что и алюминий, присутствие высокодис-
персных фаз последнего оказывает дополнительное тормозящее дей-
ствие на рост зерна. Что касается цементированного слоя, то содержа-
ние углерода в его поверхностной зоне может быть уменьшено за счет
использования менее активного карбюризатора.
Более высокое содержание хрома и марганца в хромомарганцево-
титановой стали при низком содержании в ней углерода требовало бы
применения почти безуглеродистых ферросплавов, а также ухудшало бы
обрабатываемость, в то время как на свойствах стали это отразилось бы
в небольшой степени, тем более, что эта сталь не предназначена для
замены наиболее высокопрочной стали типа 18Х2Н4ВА.
Для последней цели во время войны была разработана сталь, со-
держащая около 2'/р Сг, около 2о/p %, 1,1 — 1,4о/р Мп, 0,06 — 0,12'/р Т1 и
по механическим свойствам практически равноценная стали 18Х2Н4ВА.
От аналогичной немецкой стали 2/2 она отличается, следовательно, тем,
что содержит дополнительно марганец и титан.
Исследования и п~роизводственный опыт послевоенного времени по-
зволили разработать ряд оригинальных марок высокопрочной цементу-
емой стали, не имеющихся в стандартах других промышленны.& t; ст
(табл. 57 и 58). Основная тенденция состоит в исключении молибдена;
еще более широким использовании хрома, марганца и титана; повыше-
нии прочности цементуемой стали за сиет более высокого содержания
в неи углерода и в использовании добавки бора.

° °
° ° ° д
° ° r
° °
! °
!! !е !! °
! е
а!!Jåå!!!а
11
l 'а!!е!
il в ° ~
° °
е
II °
11 ~ °
° °
е
е
е
е! е11
е i el I
11
1
I
! °
е °
е
° 1 1
е
° 1
° 1
' ° 1
е
° ° ! °
° s . . ° ' ° °
е J r
° ° °
° е В
° j Э
° °
° °
ееr ф
ю 9 j ю е
° е В
Э ° е
В
Э е
° Эе «) °
° Ю
° °
° ) °
° °
° ю J e
° ° ° ° °
° C
° В ° е
° ю I ° °
° ° 9 ° °
9 ° ) °
Ю °
Э ° s ° ° °
) ° Э °
° °
° Ю
е
Э ° ° В
° Э а °
O
) 19
° ° ° Ю Ф
Э °
е °
ю
° I 9
° 9 ° е
Ю Ю °
9 ° ° °
° °
° °
9 ° ) г
ю 9 ) ю °
° е °
Ф
В
° ° Ю
° °
° °
Ф °
Ф °
° °
° °
° ° ° °
) °
° 9
Э Э °
9 j °
° е В
Э Ф J ° а
° ° ° °
й °
° °
° Э
° ° е ° ° °
° Э J е °
Ю ° а
° ° °
) Э
е °
) е
ю ° Э Э
° ° ° ° ° е ° °
В
J ° Э °
° ю ° j ю °
° ° °
ю ° ю °
° ° Э
е ° °
° 9
Э ° s~ ° ° °
° °
а 9 j °
) ° ° ° ° °
Э °
Ф °
е °
° °
° ) °
) ° ) е °
° 9
Ю
Ф
° !
е °
° й ° Ф 9 J °
Ю
° r 9
° ° s~~ r °
° ° Ф
° °
° ° ° ° ° )9
I.
е В °
° °
° °
° е Э °
° ° °
9 ° ) °
) °
j °
Э ° Э
° ° Э
Э ° J °
° ° °
r Ф
е ° I
° i
е °
'11
еi
е1
В1
II
il
I
1
!
° 9 ° °
° ° j e
° е °
) 49 ° 'e °
° ° ° J 9
9 ° ° °
Ф
° ° ° ° ю
° I r е ° ° ° ) °
° 9 9

СОВРЕМЕННЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ ЛЕГИРОВАНИЯ
369
некоторое падение твердости начинается уже с выдержки 30 мин., но
наиболее резко твердость падает после выдержки в течение 45 мин.
Влияние ~размера заготовки на значения механических свойств, дости-
гаемые после изотермической закалки с 875' в ванне с температурой
300', можно видеть из приведенной выше табл. 33.
Высокие свойства сердцевины и цементированного слоя после це-
ментации и обычной термической обработки были получены также на
ряде сталей с повышенным содержанием углерода, напркмер у хромо-
м@рганцевомолибденовой, хромокремнемарганцевомолибденовой, хромо-
еа 50
~~ 45
40
g5
g Qg Q4 Яб Я д /О
Гацбина цементобанного слоя, мм
О / 020 030 0 40
C,%
рис. 233. Распределение твердо-
сти по цементированному слою
стали ЗОХГС при разной продол-
жительность выдержки в зака-
лочной ванне. Температура ван-
ны 280'С:
1 — Bbl+Gp2KKcL 15 HHH. 2 — TO
30 мин.; 3 — то же, 45 мин.
Рис. 232. Зависимость необ-
ходимой глубины цементи-
рованного слоя от содер-
жания углерода в сердце-
вине (в стали)
Таблица 59
Механические свойства сердцевины (продольные и частично поперечные образцы)
и твердость наружного слоя основной стали ЗОХГС
Предел
устало-
CTH ~ IIPH
числе
ЦИКЛОВ
! 1 ° 106
кг/мм*
Твердость
цементи-
рованного
СЛОЯ
С
Твердость
сердце-
Ви ны
Нв
кг/мм*
Темпера-
тура
ВаННЫ
'С
Выдерж-
ка
О
S
кг/ям 2
а
кг/мм2
а&
кг м/см'
%
в ванне
MHH
П р и и е ч а н и е. Состав стали: 0,29% С, 1,0% Мп, 0,98% Si, 0,94% Сг, 0,2% Я1. Режим
цементации: 875', 12 час., глубина слоя 1,6 мм. Испытаниям подвергали заготовки диаметром
33 мм.
' Предел усталости определялся после изотермической закалки без цементации. На цементиро-
ванных изделиях он значительно выше.
' На поперечных образцах из термообработанной заготовки.

370
ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЯ ЦЕМЕНТУЕМОЯ СТАЛИ
кремнемарганцевомедистой [361]. Естественно, однако, что в цементуе-
мую сталь, упрочняемую за счет углерода, во всяком случае
нецелесообразно вводить молибден.
Применение среднеуглеродистой стали типа улучшаемой позволяет
в ряде случаев принципиально иными путями разрешить, проблему соз-
дания износоустойчивых деталей с высокой прочностью сердцевины.
Так, напри~мер, уже давно применяли для определенных шестерен сталь
с 0,3 — 0,35О/О С, 4,5'/, Ni и 1,5 Сг, закаливаемую на воздухе, или сталь
с 0,3'/, С, 3'/, Ni и 1,3o/0 Сг, закаливаемую в масле [41], причем в обоих
случаях после низкого отпуска |получается предел прочности до
180 кг/мм'.
Использование добавки бора п~редусмотрено в двух сталях, при-
веденных в табл. 57.

VII. оизколегированные стали
повышенной прочности
На протяжении последних 20 — 25 лет получили большое распро-
странение так называемые н~изколегированные стали повышенной проч-
ности, применяющиеся вместо углеродистой строительнои стали для
сварных и клепаных ионструкций мостов, в промышленном и граждан-
ском строительстве, судостроении, вагоностроении, для магистральных
нефте- и газопроводов и т. п. Низколегированные стали, как прав~ила,
не подвергаются улучшению, а применяются либо непосредственно после
прокатки, либо в нормализованном или отожженном состоянии, хотя
закалка с отпуском может значительно повысить их прочность и вяз-
кость и уменьшить чувствительность к надрезу [см. 916]. Таким образом,
все свойства, требуемые от сталей этого типа, должны быть достигнуты
в значительной степени 3а счет леги~рова~ния. Значение низколегирован-
ных сталей для народного хозяйства страны иллюстрируется тем, что
директивами ХХ съезда КПСС по шестому пятилетнему, плану преду-
сматривается увеличение их произ~водства в 1960 г. по сравнению с 1955 r.
приблиытель~но в 17 раз.
1. ОСНОВНЫЕ ТРЕБОВАНИЯ, ПPЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ
К НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
Требования, предъявляемые к низколеги~рованным сталям, повышен-
ной прочности,,весьма разносторонни. Основной целью применения таких
сталей является значительное снижение веса сооружений и иойструкций
и увеличение их долговечности. Поэтому ~в первую очередь от стали
требуется повышенный предел текучести, учитываемый в расчетах кон-
струкций на статическую прочность. В среднем можно считать, что по-
вышение а, с 24 — 26 кгlмм2 (у Ст.3) до 34 — 36 кг/мм' ведет к облегче-
нию сооружения или конструкции на 20 — ЗОО/о, что для вагонов и кораб-
лей в свою очередь связано с увеличением их грузоподъемности или во-
доизмещения. Обычно требуемое от низколегированной стали значение
составляет 32 — 35, а в последнее время доходит,в ряде случаев до
40 кг/мм' и выше.
Предел прочности задается часто косвенно отношением предела те-
кучести к пределу прочности ~,/(z,, значение которого обычно должно
быть-0,7 (0,65 — 0,75). Яостаточно высокий предел прочности, т. е. ма-
лое отношение &lt;,/ ,, необход мо ля обеспече ия надежно ти к
струкции в случае, если напряжения превысят предел текучести. Помимо
этого, предел прочности стали в известнои степени характеризует и ее
предел усталости. Обычно требуемое значение ~, доходит до 50, а в
последнее время и до 60 — 65 кг/мм'. При слишком высоком пределе
прочности ухудшается способность стали к деформированию и ее обра-
батываемость резанием.

372
11ИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
' Сталь для арматуры железобетонных конструкций выплавляется и в кислых
конвертерах.
Пластичность обычно характеризуют не относительным сужением,
а относительным удлинением, значение которого при комнатной темпе-
ратуре стремятся иметь равным 18 — 20'/р на продольных образцах при
толщине металла 6 — 20 мм. Кроме того, применяется испытание на хо-
лодный загиб, а в'конкретных случаях и различные другие технологи-
ческие пробы.
Характеристика вязкости часто определяется требованием, чтобы
значение ударной вязкости при 20' на образцах с надрезом Менаже
составляло 8 кгм/см' вдоль и 6 кгм/см' поперек прокатки. Что касается
низких температур, то для стали этого типа они не только служат сред-
cTBQM выявления склонности к хрупкому раз~рушению iBoобще,,но яв-
ляются также непосредственными рабочими температурами. Обычно от
ниэколегированной стали требуется, чтобы падение ее ударной вязкости
при температуре — 40" составляло не более 50'/р от ~исходного ее значе-
ния, т. е. чтобы абсолютная величина ее была около 3 кгм/см'. Это при-
близительно равноценно требованию, чтобы критиче"кая температура
хрупкости ~была не выше — 30' и во всяком случае — 20'.
Исследования последних лет показывают, что для стали, при~меня-
емой в сварных,конструкциях, какой большей частью является сталь опи-
сывамого типа, более чувствителен метод стапического испытания на
изгиб образца с надрезом (стр. 205). При этом методе испытаний можно
определять также критическую температуру хрупкости Т», которая дол-
жна быть,не выше — 20'. Для клепа~ных конструкций важно при этом
иметь в виду, что наклеп сжатием повышает критическую температуру
T„.Так как в местах клепки создаются также условия, способствующке
концентрации напряжен~ий, то клепка должна уступать место сварке всю-
ду, где можно говарить о выборе между этими двумя процессами.
Серьезное требование также заключается в том, что ударная вяз-
кость не должна понижаться больше чем на 40'/р при искусственном
старении, т. е. после наклепа со степенью обжатия -10О/о и последующе-
го,нагрева -250'.
Из требований, предъявляемых к стали в области механических
свойств, отметим еще по возможности высокий предел усталости, зна-
чение которого при испытании гладких обраЪцов на переменный изгиб
должно быть не меньше, а желательно и больше 25 — 27 кгlмми.
Кроме определенных ~механических свойств, низколегированная
сталь для сооружений и конструкций должна обладать повышенной кор
розионной стойкостью, ~главным образом в атмосферных условиях, а из
.технологических свойств — хорошей свариваемостью и хорошей обра~ба-
тываемостью резанием. К технологическим требованиям относится так-
же возможно~сть выплавки стали в основных мартеновских печах обыч-
нь|м процессом или в основных конвертерах с продувкой кислородом '.
Наконец, вводимые в эти стали легирующие элементы не должны быть
дорогими или дефицитными. Во всяком случае, удорожание стали, вы-
званное легированием, должно скомпенсироваться уменьшением веса и
удлинением срока службы ионструкции или сооружения.
В зависимости от области применения, одни свойства могут оказать
ся важнее других. Так, например, для судостро~ительной стали решаю-
щую роль играет свариваемость, которая должна быть хорошей даже в
жестких условиях, в частности при низкой температуре и большой
влажности воздуха, тогда как стойкость против атмосферной коррозии

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
373.
не имеет большого значения и должна быть только не ниже, чем у угле-
родистой стали. Для мостостроительной стали отношение ~,/~ имеет
меньшее значение, чем для судостроительной.
Во всех случаях получение комби~нации указанных выше свойств
является задачей сложной, которая, как правило, не может быть разре-
шена путем введения в сталь лишь одного легирующего элемента.
2. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
А. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ CBQACTBA
При,рассмотрении роли легирующих элементов в улучшаемой стали
было показано, что для достижения значительного упрочнения феррита
в нормализованном и тем более в отожженном состоянии за счет раство.
рения легирующих элементов необходимо вводить их в сравнительно
большом количестве, не говоря уже о том, что и выплавка легирован-
ного феррита связана с трудностями. Поэтому легированный феррит мо-
жет быть использован ограниченно, для некоторых специальных целей.
В обычные же технические низколеги~рованные стали для дополнитель-
ного повышения их прочности и упрощения выплавки вводится некото-
рое количество углерода, вследствие чего структура стали состоит из
легированного феррита и,перлита.
Для таких сталей делались попытки, главным образом со сторонь~
американских исследователей, определять значения предела прочности
и предела текучести в нормализованном состоянии расчетным путем по
их химическому составу при помощи коэффициентов-множителей, ана-
логично тому, как это делается при расчете прокали~вающегося диаметра.
Однако при пользовании коэффициентами-множителями неточность по
разным пр~ичинам может быть весьма большой. Действительно, как было
показано на легированном феррите, не только в закаленном и отпущен
ном, но и в нормализован~ном состоянии, один и тот же элемент может
оказывать различное влияние на прочность феррита в зависимости от
природы и количества содержащихся в нем иных элементов. Уже по од-
ному этому разные исследователи могли получить сильно расходящиеся
данные о зависим~ости коэффициентов-множителей от содержания эле-
ментов в стали.
Не менее серьезным ограничением при пользовании коэффициента-
ми-множителями является то обстоятельство, что структура низколеги-
рованной стали повышенной прочности не всегда состоит из феррита и
перлита. В ряде таких сталей даже при охлаждении на воздухе после
прокатки или нормализации аустенит не успевает разложиться пол-
ностью в перлитной области, и часть его переохлаждается до более низ-
(ких теиператур и разлагается в промежуточной, а иногда и в мартенсит-
ной области. Если же в стали появляются игольчатот~роостктные струк-
туры, а тем более мартеноит, то пользование коэффициентами-множи-
телями совершенно недопустимо. Внесение постоянной поправки на
игольчатотрооститные структуры весьма затруднено из-за того, что по-
следние влияют по-разному на предел прочности и предел текучести,
причем степень и направление этого влияния не одинаковы у сталей, ле-
гированных разными элементами.

374
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЯ ПРОЧНОСТИ
Все же для грубо приближенных расчетов, особенно при предвари-
тельных опытах в процессе изыскания новых низколегированных сталей,
при сопоставлении различно легированных сталей tH т. п., можно пользо-
ваться теми или иными коэффициентами. В качестве примера приводим
предложенные в последнее время советскими исследователями формулы
[337] для ориентировочного расчета предела текучести и предела проч-
ности стали, легированной наиболее распространенными элементами:
o.. кг/ мм'-' = 12,4 + 28С + 8,3Мп + 5,6Si + 5,5Сг + 4,5Ni + 8Си + 36Ч +
+ 77Ti + 55P + [3,0 — 0,2 (h — 5) ],
(z&g ;, к / = 2 , + 0 + М + 9, S + 7, С + 3, N + 5, С + 2
+ 547i+ 46Р+ [2,1 — 0,14 (h — 5)],
где символ каждого элемента означает содержание его в стали в ве-
совых процентах, а ll — толщину изделия в мм.
По данным авторов [337] приведенные формулы можно применять
для листовых горячекатаных (температура конца прокатки должна обес-
печивать рекристаллизацию) или нормализованных' двух-четырехком-
понентных сталей при толщине 5 — 20 мм и содержании элементов ('/p),
не превышающем приблизительно:
Si
1,0
Сг
1,3
С Мп
0,2 1,6
Си
0,8
Ti P
0,15 0,05 0,15
Ni
1,0
1 Лля сталей, содержащих ванадий, — только нормализованных.
Вообще же из сказанного выше следует, что механические свойства
низколегированной стали можно регулировать не только за счет леги-
рующих элементов и их количества, но и путем варьирования условий
охлаждения стали после прокатки или нормализации даже в пределах
технологических возможностей. Наличие игольчатотрооститных структур
при отсутствии участков мартенсита в сталях, легированных карбидо-
образующими элементами, приводит к повышению предела текучести и
отношения предела текучести к пределу прочности. Соответственно в
таких сталях замедленное охлаждение или охлаждение с изотермиче-
ской выдержкой в перлитной зоне несколько уменьшает предел теку-
чести. B сталях, легированных элементами, не образующими карбидов,
полное разложение аустенита в перлит повышает предел текучести и по-
нижает предел прочности, следовательно, повышает отношение а,/~,
Так, на марганцовистых и кремнемарганцовистых сталях было показано
[295], что пятнадцатиминутная выдержка при 600', при которой аустенит
полностью превращался в перлит, с последующим продолжением воз-
душного охлаждения приводила к понижению предела прочности с 70—
80 (в нормализованном состоянии) до 65 кг/мм' ~и к повышению предела
текучести с -40 до 45 — 50 кг/мм'. Соответственно и отношение a,/;,
увеличивалось с 60 до 70 — 75'Д~. При такой обработке существует
некоторая оптимальная продолжительность выдержки в области перлит-
ного разложения, например, при 600'. Если выдержка меньше оптималь-
ной, разложение не успевает пройти полностью. Превышение же дли-
тельности выдержки против оптимальной приводит к падению и преде-
ла текучести и предела прочности главным образом вследствие коагу-
ляции ка~рбидов.
Легирующие элементы также не одинаково изменяют предел теку-
чести и предел прочности стали, что в некоторой степени является ре-
зультатом их различного воздействия на ыинетическую кривую разло-
жения аустенита и на соотношение между количеством перлита и иголь-

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ CBOHCTBA
375
7
~ '1ф~
~6
w5
~Ф
~Ф
щ~
о
-И
Ф5ф
и~
' о о,ю~ o,огв
210
С, '~
63,0
О,оаг ' O
007 0 fO
Cu,%
Я
& t;
Яф
49,
. 45,
ч ф~
38,
м 7
~~6
&l
Ю
~ь4
-и ~
М&
8
95;
91
0
007 ОЮ
Мп, ~/~
ООФ 0
у оу
Рис. 234. Влияние малых количеств С, Cu, Mn
и Р на пределы текучести и прочности горячека-
таной стали
элементов первой группы особенно выделяется углерод, за ним следуег
марганец (рис. 234). Резкое возрастание предела прочности под влия-
нием углерода, как и других элементов, до некоторого моменга являет-
ся достоинством, так как это ведет к увеличению коэффициента надеж-
ности и повышению предела усталости стали, но в дальнейшем рост а,
становится недостатком, уменьшая коэффициент использования стали й
ее способность к деформ~ированию, что можно иллюстрировать на при-
мере низколегйрованной стали [298]:
С Мп Щ С~ а чи о
Сталь ©
% % кг/мм* кг/мм' % а ги5ов
b
1 0,08 0,52 1,06 0,60 — 35,3 45,8 33 0,76 5
2 0,08 0,45 1,05 0,48 1,25 29,7 52,8 29 0,56 3
'Сталь 2, у которой предел текучести меньше, но предел прочности боль-
шие, чем у стали 1, имеет и худшую способность к деформированию, вы-
ражающуюся в данном случае меньшим числом гибов.
чатотрооститных структур, получаемых при охлаждении на воздухе
после нормализации или прокатки.
Из рис. 234 и 235, на которых приведено влияние малых количеств
некоторых легирующих элементов на предел текучести и прочности го-
рячекатаной малоуглеродистой стали по данным разных авторов [298].
видно, что одни элементы изменяют эти две характеристики по расхо-
,дящимся линиям, уменьшая отношение e,/e,, а друтие — по параллель.
ным или слабо сходящимся линиям, увеличивая это отношение. Среди

376
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
Это является одним из обстоятельств, ограничивающих возмож-
ность использования углерода в качестве элемента-упрочнителя в низко.
легированной стали. Начиная с некоторого содержания это относится
и к марганцу. Хотя к элементам этой группы принадлежат также, хром,
кремний и молибден, они дают более выгодное соотношение между а,
и а~. Еще более, выгодные соотношения дают элементы второй группы,
к которой среди приведенных на рис. 234 и 235 относятся медь, никель
и фосфор.
~с
° Ь
~Ф
З
Ь~
1
к
~О
Ъ
О07 Î Ns ОгЮ
Ю, ~/о
Сг, /о
O,0Z О~а
lO, 'jo
007 фФ
7
Рис. 235. То же, что на рис. 234, но для Сг, %,
Si uMo
Необходимо заметить, что все кривые на рис. 234 и 235 указывают
главным образом качественное влияние данного легирующего элемента.
1~оличественно на величину а, и отношения~,/~, при данном составе
существенно влияют другие факторы. Так, измельчение зерна, наклеп
и включения высокодисперсных частиц повышают отношение a,/~„
а рекристаллизующий отжиг, частично нормализация и укрупнение
зерна, наоборог, уменьшают это отношение. Влияние величины зерна на
0,6
~ ОбО
~ 055
Рис. 236. Влияние величины зерна на
отношение &lt;g & t;y у с али с ,
и 0,4'/о Мп
Цифрами на кривых указана тем-
.Пература нагрева, ОС
Р,М
О 500 ЮдИЮОО 20М25003000.8500
Вепичииа зерна, юг~
отношение ~,/~, иллюстрируется кривой рис. 236 [656], относящейся к
стали с 0,1'/ОС и 0,4'/р Мп. Наклеп может быть осуществлен путем
окончания прокатки при температурах ниже 850 — 800', но способ sTor
ненадежный, так как последующий нагрев сварного соединения может
частично или полностью снять наклеп.
Анализ большого экспериментального материала показывает. что
качественное влияние данного легирующего элемента сохраняется и г
Ы
1 щ
~с
„Ф
д
~~г
"~ Ы
~с
к~
~О
и 840
®~

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
377
Таблица 60
Влияние фосфора на механические свойства стали с 0,02е~~ С и 0,8О~~ Si
После ковки отжиг в течение 1,6 часа при 760' [290].
О
S
P
од
8
Oj®
Твердость
~В
а
S
кг/мм'
ob
кг/мм*
а,
кгм/см2
0,025
0,05
0,10
0,20
0,30
0,50
35,3
40,7
48,6
52,0
62,5
&gt;35
) 37,0*
18,3
20,6
16,2
24,0
21,2
27,2
33,7
37,7
49,6
30,9
25,5
29,3
28,8
13,8
55,8
63,1
70,0
72,2
76,0
83,8
0,60
0,67
0,70
0,73
0,79
70,0
58,0
68,0
59,0
31,0
' Образец не сломался.
Влияние легирующих элементов на вязкость и некоторые другие
свойства низколегиро~ванной стали по предложенной американским ис-
следователем Митчеллом системе оценивается баллами. По этой систе-
ме цифра или балл указывает приблизительно степень влияния элемен-
та на данное свойство, а знак перед цифрой — направление этого влия-
ния. Добавляемые к цифрам буквы указывают, при каких содержаниях
данный элемент влияет, наиболее сильно. Мы, однако, не приводим дан-
ных Митчелла о влиянии различных элементо)в, так как они во многих
случаях не подтверждаются результатами более достоверных исследова-
ний. О влияниями элементов на ударную вязкость низколегированной стали
и ее склонность к хрупкому разрушению вообще можно достаточно пол-
но судить по их влиянию на эти же характервстики у легированного
феррита (стр. 231).
Среди легирующих элементов, влияние которых на механические.
свойства рассмотрено выше, находится также фосфор. В связи с этим
представляет интерес указать, что, хотя фосфор является одной из наи-
более вредных сопутствующих примесей в стали, возмож~ность использо-
вания его в качестве л е г и р у ю щ е r о э л е м е н т а в малоуглеродн-
стой стали с целью упрочнения ее была известна уже давно. Так, еще
в 1875 г., до введения основного мартеновского передела, с целью ис-
пользования фосфористых чугунов выплавлялась [см. 301] для рельс и
других назначений сталь с 0,1 — 0,15% С и 0,2 — 0,33% Р, причем испы-
таниями было установлено, что фосфор слабо уменьшает вязкость имен-
но при таком малом содержании углерода. В новейшее время использо-
ванию фосфора в качестве легирующего элемента в малоуглеродистой
низколегированной стали, главным образом в комбинации с другими
элементами, посвящено большое количество работ. Данные табл. 50
[299] подтверждают, что при малом содержании углерода ударная вяз-
кость даже при 0,5/о Р, а удлинение и сужение при 0,3'/, P остаются
еще достаточно высокими, несмотря на то, что сталь легирована также
и кремнием, усиливающим влияние фосфора на хрупкость.
Сказанное относится к ударной вязкости при комнатной темпера-
туре. В действителыности необходимо, однако, считаться с тем, что фос-
фор — одинак из леги~рующих элементов, наиболее сильно повышающих
том случае, когда он присутствует в комплексной низколегированкой
стали. Примером может служить влияние фосфора на огношение о,/о,.
у стали, легированной в то же время кремнием (табл. 60).

378
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
критическую температуру хрупкости. Поэтому, легируя сталь фосфоро~м,
необходимо, пом~имо понижения содержания углерода, компенсировать
или ослабить тем или иным способом, например алюминием или одно-
.временным .пегированием стали хромом, вредное влияние его íà кри-
тическую температуру хрупкости.
Кроме лепирующих элементов, на вязкость стали при низк~их тем-
пературах существенно влияют, методы раокисления стали, сильно ска-
зывающиеся прежде всего на величине зерна. Положительное влияние
раскисления алюминием на ударную вязкость стали с разным содержа-
нием углерода и никеля при температурах до — 100' можно видеть из-
табл. 61 [293]. Одновременно данные этой таблицы иллюстрируют отри-
цательное влияние углерода и положительное никеля в этом направле-
нии. Наиболее сильное положительное действие раскисление алюминием
вызывает в сталях, вязкость которых особенно чувствительна к пони-
жению температуры, во многих случаях компенсируя вредное действие
легирующих элементов. Следует, однако, заметить, что алюминий в ко-
личестве, указанном в табл. 61, по косвенным причинам не всегда можег
быть практически использован. Производственный опыт показывает, что
это приводит в ряде случаев к повышенному содержанию в стали неме-
таллических включений и резкому увеличению брака слябов и листов.
Так, при производстве низколегированной стали 14ХГС (см. табл. 64)
уменьшение количества вводимого алюминия с 0,8 до 0,25 кг)т позволи-
ло снизить брак слябов в 3 раза и листов в 6 раз [725]. Оптимальное
количество вводимого алюминия рекомендуется поэтому устанавливать
для стали каждой марки.
1 аблиця 61
l
Влияние раскисления алюминием на ударную вязкость стали
при низких температурах
Ударная вязкость а,, ком/см',
Й
при температуре, 'С
Химический состав, ~~~0
(О, 150/О $1)
Al
— 18
— 45
Ni
— 100
— 74
+20
17,1
18,0
16,3
16,2
15,9
16,8
14,6
15,7
13,9
15,3
13,2
14,1
9,3
14,0
1,6
1,8
11,8
15,6
12,1
15,0
1,1
3,9
9,0
12,0
9,4
11,9
0,7
0,8
9,8
13,0
10,6
12,9
0,6
0,8
8,1
9,8
7,4
10,6
0,57
0,57
0,60
0,60
0,62
0,62
0,60
0,60
0,60
0,60
0,60
0,60
0,09
0,09
0,09
0,09
0,09
0,09
0,16
0,16
0,16
0,16
0,17
0,17
0,08
0,08
0,08
О,ОЯ
0,08
0,08
2,0
10,0
9,1
11,5
1,97
1,97
3,57
3,57
6,5
12,4
1,99
1,99
3,61
3,61
0,8
8,0
7,1
8,3
Б. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА СТОИКОСТЬ ПРОТИВ АТМОСфЕРНОИ
КОРРОЗИИ
По современным представления~м 16471 следует различать три вида
.атмосферной кор~розии: сухую, влажную и мокрую, причем в этой по-
следовательности возрастает скорость'процесса. К;оррозию первого вида
возникающую при эксплуатации металла в условиях чистого, сухого
воздуха, можно рассматривать как химическую коррозию, обусловлен-

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ HA ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
379
ную диффуэией ионов металла через окислую пленку к поверхности и
атомов или ионов кислорода в обратном напра~влении. Однако, в отли-
чие от газовой, т. е. высокотемпературной, сухая атмосферная коррозия
протекает при комнатной или лишь несколько повышенной температуре.
Вследствие этого процесс сравнительно быстро, например у железа при
и
утолщении пленки до 15 — 24 А, затухает. Предельная толщина пленки
больше в,воздухе, загрязненном примесями, главным образом сернисты-
ми соединениями.
Влажной называют атмосферную коррозию, возникающую при об-
разовании тончайшего слоя влаги на поверхности металла за счет капил-
лярной, адсорбционнои или химической конденсации. Этот процесс
происходит при относительной. влажности воздуха меньше или даже зна-
чительно меньше 100'/о. Наконец, мокрая атмосферная коррозия воз-
никает при относительной влажности воздуха 100О/О, при осадках и т. и.
Б практических условиях все три вида коррозии могут чередовагься, что
усложняет явление.
Мокрая и влажная атмосферная коррозия представляет собой элек-
трохимическую коррозию. Однако анализ особенностей атмосферной кор-
розии этих видов [647], обусловленных тем, что она протекает не при
полном погружении металла в электролит, а под тонким слоем его, при-
водит к весьма важным выводам, а именно: 1) благодаря беспрепят-
ственному доступу кислорода к корродирующей,поверхности легко воз-
никает анодная пассивность; 2) при влажной атмосферной коррозии
заметную роль играет добавочная защита продуктами коррозии, хогя
при нормальной электрохимической ио~ррозии Нх защитное действие Нр-
велико; 3) вследствие большой вероятности возникновения анодной пас-
сивности при атмосферной коррозии катодные включения в сплаве,
вопреки общепринятому представлению об их ускоряющей роли, должны
чаще всего оказывать тормозящее влияние на процесс, так как катод~ный
контакт может способствовать возникновению анодной пассивности
(см. стр. 597).
По имеющимся статистическим данным [647] углеродистая сталь в
индустриальной, сильно, загрязненной атмосфере корродирует в 10 — 100
раз сильнее, чем в сухой континентальной атмосфере. В летнее время,
ьесмотря на более высокую температуру, коррозионный процесс идет
значительно медленней, чем осенью и даже зримой. Резкие колебания твм-
пературы в течение суток также ускоряют коррозию [648]. Поэтому кор-
розионные испытания низколегированных сталей обычно ведутсч не
только в лабораторных условиях и на атмосферно-коррозионных стан-
циях, организованных во всех странах в разных климатических райо-
нах, но и в непосредственных условиях службы соответствующих изде-
лий. Тем не менее. вследствие обилия влияющих факторов, данные о
влиянии лсгируюших элементов на стойкость низколегированной стали
против атмосферной кррозии еще в значительной степени расходятся.
большую роль играет также выбор нелегированного эталона, с которым
сравнивается исследуемая сталь. При разных эталонах установленное
влияние легирования,на стойкость стали п~ротив атмосфер~ной коррозии
может различаться на 60 — 700 (648].
Прямое влияние элементов на повышение стойкости низкоуглероди-
стой стали против атмосферной коррозии сказывается, по-видимому,
тогда, когда они вызывают пассивное состояние сплава, тормозящее про-
текание анодного процесса. Именно таково положительное влияние ни-
келя, хрома, титана и. др. Влияние никеля на стойкость против
атмосферной коррозии при длительной выдержке показано на рис. 237

380
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
[303], из которого видно, что достаточно сильное повышение стойкости
получается уже при введении до 1% Ni. Это собенно важно потому, что
специальное введение никеля в низколегированные стали повышенной
прочности экономически невыгодно даже в тех странах, где он не
слишком дефицитен. Обычно в этих сталях содержится только около
0,5% Ni ~или до 1% Ni и вводится он в значительной части либо из
природнолегированного чугуна, либо из легированного скрала.
Имеется предположен~ие [6471, что положительное влияние меди
также объясняется возникновением анодной пассивности стали за счет
катодного контакта с втор~ичко выделившейся на поверхности медью.
Кроме того, медь несомненно способствует получению на поверхносги
стали плотного защитного слоя продуктов коррозии. Во всяком случае,
общений эффект меди в уменьшении атмосферной коррозии малоуглероди-
стой стали весьма значителен, как можно видеть, в частности, из рис. 239
" Фб
Ъ
й
Рис. 237. Влияние никеля на стой-
кость стали против атмосферной кор-
розии при длительной выдержке.
Образцы 10Х15 см. Л;лительность
коррозии 5 лет (пунктирная линия)
и 3 года (сплошная линия) ',
2 3
Ю, бо
[303]. Влияыие меди в этом направлении было замечено еще в первой
половине девятнадцатого века, но затем было забыто и вновь обратило
на себя внимание лишь в самом конце прошлого и начале двадцатого
века, после работ русского ~металлурга В. Н. Липина [3561. При новых
исследованиях было установлено, что присутствие меди в количестве до
0,25% в мягкой бессемеровской стали способствует уменьшению ее кор-
рози~и при переменном погружении образцов в воду и высушивании их
по нескольку раз в день.
С тех пор ~в СССР и разных других странах было проведено огром-
ное количество исследований в естественных условиях над рядом изделий
из медистой стали. Несмотря на то, что имеются отдельные данные,
отрицающие роль меди, эти исследования окончательно утвердили за
ней репутацию основного элемента, повышающего стойкость низколеги-
рованной стал~и против атмосферной коррозии. Интересно указать, что
выдающуюся стойкость старинных железных изделий против коррозии
в атмосферных условиях часто также можно объяснить присутствием
в них меди. Это относится и к знаменитому уральскому железу, обладав-
шему высокой стойкостью против атмосферной коррозии, хотя известную
роль в этом играло и низкое содержание в нем серы. В последнее вовремя
н ФРГ было опубликовано сообщение [6631, подтверждающее поло-
жительную роль даже оченымалых количеств меди на коррозийную стой-
кость стали после многолетней службы. Так, на железнодорожном мосту,
построенном в 1900 r., одни пролеты прокорродировали сильно, другие
очень мало, а на третьих была обнаружена'средняя корроз~ия. При ис-
следовании выяснилось, что наименее стойкие пролеты были изготовлены
из стали, не содержавшей меди; среднестойкие — из стали с 0,07% Си,
а пролеты с наибольшей ко~ррозийной стойкостью — из стали, содержащей

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
381
0,15'/о Си . Все стали,выпла~влялись в основных мартеновских печах. На-
личие мед~и в стали способствовало также сохране~нию защитного дей-
ствия краски.
Положительное влияние меди на стойкость стали против атмосфер-
ной коррозии сказывается и до некоторого содержания, превышающего
предел ее растворимости в феррите при комнатной температуре. Однако
другие элементы, не растворяющиеся в феррите, обычно отрицательно
влияют на коррозионную стойкость стали. 1х таким элементам относятся,
в частности, углерод и сера. Это — в т о р o e обстоятельство, ограничи.
вающее возможность использования углерода в качестве элемента-уп-
рочнителя в низколегированных сталях. По этой же причине положи-
тельное влияние карбидообразующих легирующих элементов должно
быть тем сильнее, чем меньше в стали углерода, так как в этом случае
большее количество этого элемента будет растворено в феррите. Так,
например, хром в количестве около 1 и выше при среднем содержании
в стали около 0,08 С сильно повышает ее стойкость против атмосфер-
ной коррозии, особенно в промышленном районе. При более же высо-
ком содержании углерода влияние таких количеств хрома ослабевает.
Некоторые элементы, как например марганец, кремний, ванадий, мо-
либден, при небольшом их содержании практически не влияют на корро-
зионную стойкость стали в атмосферных условиях.
Полезное влияние легирующего элемента может заключаться также
в том, что он компенсирует вредное действие другого элемента или при-
меси. Так,,например, медь, особенно в ~комбинации с фосфором, ослаб-
ляет вредное влияние серы на стойкость стали против атмосферной кор-
розии, причем количество меди для этой цели должно быть примерно в
2 ~раза больше количества серы. В качестве иллюспрации на рис. 238
представлены результаты исследований, проведенных в районе Конель-
св~иль в Пенсильвании [304]. Мы видим отсюда, что полностью разница
между коррозией стали, содержащей 0,055 и 0,031О/о S, не сглаживает-
ся, но при соответствующем содержании меди в стали она значительно
уменьшается.
Яля низколегированной стали повышенной прочности особенно ин-
тересно то обстоятельство, что важнейшие положительно влияющие на
коррозионную стойкость легирующие элементы, присутствуя в стали
одновременно, обычно усиливают действие друг друга. Наиболее ярким
примером может служить одновременное действие меди ~и фосфора, уже
сравнительно давно замеченное на томасовской стали. Из кривы.х
рис. 239 1303] видно, что взаимоусиленное действие меди и фосфора при
совместном их присутствии сохраняется и в сложнолепированной стали,
содержащей в данном случае хром и кремний. Усиление влияния каждо-
го элемента наблюдается также при одновременном легкровании стали
никелем и медью, никелем и хромом, никелем, медью и фосфором и др.
Из рис. 239 видно, что при введении в сталь легирующих элементов
процесс коррозии во времени замедляется, стремясь к затуханию. При
тако~м протекании процесса преимущество одной стали перед другой
выявляется значительно лучше, если сравнивать их не по потере веса за
определенное время, а по времени, в течение которого на каждой стали
получится одинаковая потеря веса, так как именно эта величина харак-
теризует срок службы изготовленных из данной стали изделий. Так, на-
пример, по 'потере веса,в течение года сталь, легированная хромом,
кремнием, медью и фосфором, в три раза лучше углеродистой, тогда как
время, в течение которого,потеря в весе составит 8 г/150 см', у первой
стали в 10 — 12 раз больше, чем у углеродистой (рис. 239).

382
По-видимому, применением указанных разных способов оценки кор-
розионной стойкости объясняются приводимые часто в иностранной ли-
тературе указания на то, что низколегированная сталь во много раз
более стойка против атмосферной коррозии, чем углеродистая, тогда
как по результатам испытаний, проведенных в Советском Союзе, в том
числе длительных испытаний в условиях службы [293, 648, 649], стой-
кость против атмосферной коррозии у низколегированных сталей в
общем в 1,5 — 2,0 раза, а чаще всего ча
25 — 30% выше, чем у углеродистой
строительной стали Ст. 3.
~~ Ф
1г-~
3
Ъ
Q
~(
Q
б 12
Время, месясь!
004 0,08 072 0 Ю 0,20 0,24 0,И
Си, %
Рис. 238. Влияние меди на стойкость стали про-
тив атмосферной коррозии при разном содержа-
нии серы и фосфора:
I — О,ОУ/о С, 0,42% Мп, 0,112% р и 0,055% S; 2 — 0,06% С,
0,43~/о Mo, 0,054% P ц 0,031% $
Рис. 239. Влияние меди — само-
стоятельное и совместно' с дру-
гими легирующими элементами—
на стойкость стали против атмос-
ферной коррозии:
У — 0 02% Сц; 2 — 0 07% Gu; 8 — 0,25%
С1л 4 — 1,0% Gu, 1,5% Cr, 08% Si; Б—
0,5o/o Gu, 1,5% Gr, 0,8% Si; 6 — 1,0~/о Сг.
0,8'/о Si, 0,5'/в Си, 0,15% P
Сварка стали расплавлением, наиболее в настоящее время распро-
страненная, сочетает,в себе так много сложенных процессов, зависящих и
от самой стали, и от особенностей сварной конструкции, и
от режима и условий сварки и др., что пока еще не существует даже
единого определения свариваемости [напр~имер, 650]. Сварные конструк-
ции из низколегированных строительных сталей в подавляющем боль-
шинстве случаев IIo техническим или экономическим соображениям
нельзя подвергать последующей термической обработке. В этом случае
под свариваемостью стали следует понимать возможность получения
сварного соединения, по прочности не уступающего или мало уступаю-
щего основному металлу, минимальное изменение свойств основного ме-
талла в околошовной зоне, т. е. зоне термическото воздействия сварного
шва, и отсутствие трещин в шве и околопювной зоне.
Для оценки свариваемости стали в настоящее время разработань
методы всестороннего ~испытания сварного соединения, в том числе опре-
ба
087$
-3
ойдо
0625
bb
ОР0О
Ъ
иап
Ь
0210
-3с
ф о~2
0000
00
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
В. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НА СВАРИВАЕМОСТЬ

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
383'
деления его склонности к хрупкому разрушению, считающегося теперь
и у нас и за .рубежом обязательным [651, 6641. В последнее время в каче-
стве дополнительной характеристики прочности сварного соединения,
в частности для стали, применяющейся в судостроении, значительное
развитие получают лабораторные методы скоростных испытаний (в том
числе испытание взрывной волной при контактном взрыве). Для оценкп.
склонности металла шва к образованию горячих трещин также разра-
ботаны методы, заключающиеся в статическом или динамическом ме-
ханическом воздействии на образец во время его сварки [6521.
Из указанных выше критериев хорошей свариваемости стали полу.
чепие сварного соединения, по прочности не уступающего или очень,
мало уступающего основному металлу, в настоящее время в основном
достигается за счет «сварочных» приемов: подбора электродов, режима
сварки и т. п. Таким образом, к важнейшим критериям свариваемости..
на которые большое влияние оказывает состав и частично исходная
структура стали, относятся: изменение свойств основного металла в око-
лошовной зоне и вероятность получения сварочных трещин.
Ухудшение свойств в околошовной зоне связано с двумя обстоятель
ствами: 1) с возможностью получения метастабильных структур в про
цессе охла&gt;кде ия по ле свар и а следователь о с закаливаемос ь
прокаливаемостью стали; 2) с укрупнением зерна в околошовной зоне-
при сварочном нагреве. В сварных соединениях значительной толщины
скорость охлаждения в околошовной зоне или в отдельных ее местах
может превзойти критическую скорость охлаждения для данной стали,,
вследствие чего в сварной зоне, особенно и ри однослойном шве, могут
получаться ~мартенситные участки, что и в действительности отмечалось.
рядом исследователей. У сталей, в которых образуется больше мартен-
сита или он обладает большей твердостью, при испытании сварного сое-
динения загибом может наблюдаться хрупкое разрушение.
Опасность получения холодных трещин ил~и остаточных напряже-
ний в сварном соединении у одной и той же стали также зависит и от
«сварочных» факторов и может быть в значительной степени предотвра-
щена за счет их регулирования [например, 395]. Однако большую роль
в возникновении холодных трещин и остаточных напряжений играют
структурные превращения в стали в прс~цессе охлаждения после сварки
и температурные интервалы, в которых эти превращения протекают, что
в свою очередь также в большей степени связано с прокаливаемостью
стали. В частности, получение мартенситных участков в сварном соеди-
нении будет усиливать также остаточные напряжения и опасность, полу-
чения трещин. Укрупнение зерна при сварочном нагреве будет влиять в
том же направлении не только .прямо, но и косвенно, за счет увеличен~ия
прокали~ваемости стали. Таким образом, хотя ухудшение свойств около-
шовной зоны и образование холодных трещин определяется, вообще
говоря, ~разными факторами, эти два явления чаще всего, в том числе и
под влиянием легирования, сопутствуют друг другу.
Из сказанного вытекает закономерность, которой должно подчи-
няться влияние элементов на свариваемость стали. Действительно, так
как нас должно интересовать изменение твердости и других механи-
ческих свойств, связанное с возможностью получения и а р т е н с и т а
в зоне, подвергающейся нагреву до высокой температуры и последую-
щему быстрому охлаждению, то роль содержащихся в стали легирующих
элементов и углерода в свариваемости должна быть такая же, как и прл,
закалке стали.

384
ЦИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
В случае полного растворения всех фаз и получения однородного
аустенита, что имеет место при сварке вследствие очень высокой темпе-
ратуры нагрева, максим ал ьн ая твердость, получаемая после
закалки, или собственно закаливаемость должна зависеть в основном
только от содер&gt;ка и в ст ли углеро а а нали и в ей легирую
элементов только облегчает дости&gt;ке ие максималь ой твердос и.
зультаты, полученные в ряде исследован~ий, подтверждают, что и при
сварке максимальная твердость стали определяется только содержа-
нием в ней углерода. Углерод способствует также увеличению коли-
ч ест в а мартенсита, понижая критическую скорость охлаждения при
закалке.
Отсюда следует, что углерод с точки зрения свариваемости — один
из наиболее вредных элементов в стали. Это является третьим по счету,
но первым по степени важности обсгоятельством, ограничивающим
возможность использования углерода в качестве элемента-упрочнителя
в низколегированных сталях, не подвергающихся улучшению. В этих
сталях с целью сохранения хорошей свариваемости содержание углеро-
да составляет обычно 0,01 — О, 2 — 0,15'/о и не должно превышагь 0,20%.
если невозможно перед сваркой подогреть свар|иваемые элементы, а
после сварки снять напряжения и улучшить пластические свойства за
счет термической обработки.
Легирующие элементы, понижая критическую скорость охлаждения,
способствуют получению мартенс~ита при сварке сра~внительно тонко-
стенных конструкций, где скорость охлажден~ия меньше. Так, при мак-
симальной встречающейся в практических условиях толщине сварных
элементов из низколегированных сталей повышенной прочности скорость
охлаждения околошовной зоны составляет 30 — 50 град/сек, т. е. значи-
тельно меньше критической скорости охлаждения для углеродистой ста-
л~и даже со значительным содержанием углерода. При наличии же в
стали легирующих элементов скорость охлаждения в 30 — 50 град/сек
может оказаться близкой, равной или даже больше критической.
Поэтому влияние данного легирующего элемента на свари~ваемость
стали при пр|очих равных условиях долинино ~быть тем сильнее, чем
сильнее этот элемент увеличивает прокаливаемость стали [см. также 308].
В соответствии со значениями коэффициентов-множителей для прокали-
ваемости, приведенными на стр. 161, наименьшее ухудшение сваривае-
мости стали (присутствуя в ней каждый в отдельности) должны вызы.
вать никель, медь, кремний, а наи~более ~сильно должны влиять в этом
направлении ~мар~ганец, хром, молибден, что в основном подтверждается
ОПЫТО)М.
Аналогичные коэффициенты могут быть экспериментально установ-
лены для определения количественното влияния легирующих элементов
на свариваемость стали. Для этой цели в первом приближении можег
быть использован метод торцовой закалки, позволяющий найти зави.
симость между твердостью и скоростью охлаждения в широком диапа-
зоне, если о свариваемости судить только по повйшению твердости, а
не по изменению механических свойств. Так, например, в наших иссле-
дованиях ' метод торцовой за~калки ' был использован для изучения
влияния кремния, ма~рганца и хрома на свариваемость стали с двумя
уровнями содержания углерода: 0,15 — 0,17'/р и 0,21 — 0,23о/р. Парал-
лельно изучались также повышение твердости непосредственно в около-
' Совместно с К. В. Петрань и Л. П. Копп.
2 Был пр~именен образец с выточкой (I.-образец, ом. стр. 152), пригодный для изу-
чения прокаливавмости сла~бопроиаливающихся сталей.

385
ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
шовной зоне ~и способность сталей в~осстанавливать в околошовной зоне
свои пластические свойства. Влияние указанных элементов, а также
углерода, на повышение твердости в околошовной зоне иллюстрируется
рис. 240, из которого в~идно, что наибольшая твердость получается в ста-
ли, легированной хромом, а наименьшая — в стали, леги~рованной крем-
нием. Это подтвердилось также на образцах для торцовой закалки, т. е.
при различных скоростях охлаждения, что свидетельствует о достаточ-
ной надежности этого метода.
,Яля относительной характеристики свариваемости сталей, легиро-
ванных одновременно несколькими элементами и содержащих разное
количество углерода, можно также пользоваться значением идеального
к~ритнческого диаметра, характеризующего прокаливаемость. Чем боль-
ше идеальный критический диаметр, тем хуже будет свариваемость дан-
360
400
, ~~ зло
- 320
е Doo
~Ъ
2ЯО
~О
~ ЗВ0
. 360
~ Зао
8
2- 320
ЗОО
ZS0
02 04 Об 08 rD 12 14 16
содержание злеменпт, %
0
02 04 06 08 10 l2 f4 1,б
со8ер~ааие эпемен~а, %
Ю
Рис. 240. Влияние кремния, марГанца и хрома на повышение твердо-
сти околошовной зоны у стали с 0,15'/о С (а) и 0,22% С (б)
ной стали при прочих равных условиях. Идеальный критический диа-
метр учи1ывает также влияние такого важного фактора, как величина
зерна, будучи при прочих равных условиях тем больше, чем крупнее
зерно.
Необходимо, однако, еще ~раз обратить внимание на то, что иде-
альный критический диаметр будет характеризовать только в е р о я т-
н ость получения мартенсита и учитывать влияние лепирующих эле-
ментов и углерода именно в этом направлении. Максимальное же зна-
чение твердости мартенсита определяется только углеродом. Таким об-
разом, установление коэффициентов, позволяющих пересчитать леги-
рующие элементы на так называемое «эквивалентное количество угле-
рода» по их влиянию на свариваемость стали, как это пытаются делать
некоторые иностранные ~исследователи, едва ли допустимо. Именно в
этом и заключается одно из принципиальных отличий низколегирован-
ных сталей QT углеродистой стали равной прочности; снижая до мини-
мума содержание углерода и получая необходимую прочность за счет
введения легирующих элеиентов, мы получаем сталь, обладающую
хорошей сва~риваемостью.
В стали, которая перед сваркой была упрочнена за счет дис-
персионного твердения, ~возможно п о н и ж е н и е твердости в около-
ц овной зоне, вызванное коагуляцией дисперсной фазы при температу-
рах, значительно превышающих температуру отпуска при упрочняющей
обработке. Такой случай, изображен на рис. 241 для стали, легирован-
ной медью, твердость которой до сварки была сильно повышена за
счет закалки и отпуска. По этой причине эффект дисперсионного тверде-

386
ИИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
5 4 3 2
Рассгаоянив от границы
сипабаения, мм
ния может быть использован для упрочнения стали, из которой изготов-
ляются сварные конструкции, только тогда, когда скорость коагуляции
упрочняющей фазы мала, а конструкция позволяет производить сварку
после нормализации, а упрочняющий отпуск — после сварки. При
такой последо~вательности операций будут уменьшены также напряже-
ния в шве и околошовной зоне.
Другим обстоятельством, с которым связано ухудшение свойств в
околошовной зоне, является, как указывалось выше, у к р у п н е н и е
з е р н а. При сварке температура в околошовной зоне доходит до 1400',
вследствие чего зерно имеет возможность вырасти до размеров, значи-
тельно превосходящих размеры, най-
Оснобной жетаюденные при определении балла зерна,
хотя времени для роста зерна при
&lt 70 сва ке мо ет оказат ся ма о.
Фу
1
вестно, что и при поверхностном ин-
&lt; g&lt; дукц онном на рев , к к это ус
лено, например, К. А. Малышевым и
Н. В. Вьяль [398], а также И. Н. Ки-
диным 1246], большая скорость нагре-
ва ограничивает рост зерна, но все
же оно укрупняется, что частично
происходит, возможно, в процессе ох-
лаждения. При сварке же условия
Ь еще более благоприятны для укруп-
нения зерна, так как здесь не только
исходный нагрев выше, но, вследст-
0 вие этого, и при охлаждении сварной
шов и околошовная зона проходят
через область более высоких темпера-
тур, чем слой, нагретый для терми-
Рис. 241. Понижение твердости в ческой обработки.
околошовной зоне дисперсионно
У
твердеющей стали с 0,0чо/о С и Так как крупное зеРно не только
1.2"/о Сн ва счет коагулнции у~роч- действует в том же направлении,
ннющей Фааы (K B. Петранв) что и легирующие элементы, увеличи-
вая прокаливаемость, но и само по
себе увеличивает склонность стали к хрупкому разрушению, то влияние
легирующего элемента на рост зерна аустенита долж~но иметь существен-
ное значение для результатов сварки. Следовательно, такие элементы,
как молибден, ванадий, титан, препятствуя росту аустенитного зерна,
должны с этой стороны положительно влиять на свариваемость стали.
Аналогичное влияние должно оказывать расиисление стали алюминием
или (и) титаном. Подобный характер влияния этих элемента|в наблю-
дается в подавляющем большинстве случаев и в действительности.
Необходимо, однако, к этому заметить, что при температурах, до
которых сталь нагревается в процессе.сваркир и стойкие фазы уже
перейдут в раствор, так что зерно должно было бы энергично расти
даже в сталях, содержащих сильно карбидообразующие элементы или
имеющих «мелкое зерно» благодаря раскислению алюминием. По-види-
мому, недостаток времени играет весьма важную положительную роль
и потому, что карбиды или другие фазы, препятствующие росту зерна,
не успевают полностью раствориться. Если продолжить кажущуюся
нам уместной аналогию с индукционным электронагревом, то интерес-
но,привести здесь данные И. Н. Кидина, который экспериментально уста-
новил (246], что при кндукциовном нагреве, в отличие от обычного, более

ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ НА ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА
387
стойкие карбиды (в его опытах — карбиды вольфрама и молибдена)
диссоциируют даже энергичней, чем некоторые менее стойкие (в его
опытах — карбиды храма), но с ускорением нагрева температура полно-
го растворения карбидов повышается.
Влияние легирующих элементов на о с т а т о ч н ы е н а п р я ж е-
и и я и опасность получения х'о л од н ы х т р е щ и н в сварном сое-
динении не ограничивается только их влиянием на прокаливаемость
стали и рост зерна. В частности, понижение легирующими элементами
мартенситной точки немало способствует усилению напряжений и полу-
чению трещин. Л так как мартенситную точку наиболее сильно понижа-
ет углерод, то и по этой причине необходимо, чтобы в сваривающейся
стали его содержание было наименьшее.
При малой продолжительности сварочного нагрева и скорость ра.
створения карбидов сказывается уже в такой степени, что исходная
структура стали в смысле дисперсности карбидов заметно влияет на по-
ложение мартенситной точки. Если в исходной структуре карбиды вы-
сокодисперсны, они полнее растворяются при сварочном нагреве. По-
лученный вследствие этого более концентрированный аустенит превра-
щается в мартенсит (в вонах с достаточно высокой скоростью охлаж-
дения) при более низкой температуре, и опасность образования трещин
возрастает.
Если в околошовной зоне при охлаждении получаются немартенсит-
ные продукты разложения аустенита, то обычно считае1ся, что чем при
более высокой подкритической температуре они образуются, тем мень-
ше будут возникающие при этом напряжения и опасность получения
трещин. Следовательно, наиболее благопр~иятным должно быть прев~ра-
шение аустенита в перлитной области. Однако в последнее время было
показано [662], что и при превращении аустенита в промежуочной об-
ласти, в интервале 500 — 400', сварочные напряжения и опасность полу-
чения трещин уменьшаются, так как предел текучести при этих темпе-
ратурах уже низок, и напряжения, обусловленные объемными измене-
киями, релаксируют. Кроме того, объемные изменения при промежуточ-
ном превращении меньше и развиваются медленнее, чем при мартенсиг-
ном. Поэтому стали, у которых при быстром охлаждении в околошовной
зоне происходит промежуточное превращение мартенсита, должны быть
хорошо сваривающимися.
Понижение мартенситной точки, как и понижение температуры не-
мартенситного разложения аустенита, в свою очередь усиливает также
вредное влияние водорода, попадающего в околошовную зону из нап-
лавленного металла. Механизм образования трещин под влиянием во-
дорода здесь, очевидно, такой же, как и при образовании флокенов. По.
этому, в соответствии с тем, что было сказано в главе о флокенах, во-
дород будет удаляться из околошовной зоны сварного соединения теч
легче, а опасность образования трещин и в этом случае будет тем мень-
ше, чем выше температура превращения у — а.
Содержащиеся в,стали элементы оказывают также значительное
влияние на опасность получения r о р я ч и х т р е щ и н (обычно возни-
кающих при температурах выше начала разложения аустенита) в свар-
ном соединении. По исследованиям Н. Н. Прохорова [652], «технологи-
ческая прочность» наплавленного металла уменьшается с повышением
содержания в основном металле углерода, серы, кислорода, кремния,
меди, никеля. У сталей же, легированных марганцем, хромом и молиб-
деном, наблюдается более высокая технологическая прочность наплав-
ленного металла. Наиболее отрицательно влияет никель, вследствие че-

388
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
го, по мнению Н. Н. Прохорова, стали, легированные одним только ни-
никелем, нельзя рекомендовать для сварных конструкций. Вредное
влияние углерода, серы, меди и никеля на технологическую прочность
наплавленного металла можно компенсировать легированием последне-
го (через покрытие) хромом, марганцем ~и ванадием.
Та~ким о~бразом, для низколегированной строительной стали, которая
должна обладать одновременно различными свойствами — прочностью,
коррозионной стойкостью, свариваемостью и др.,— выбор легирующих
элементов сравнительно ограничен. Еще более сужают возможности ле-
гирования упомянутые выше тре~бования технологического и оообе~нно
экономическопо xaipaKTepa. Высокая стоимость некоторых элементов и
недостаточные запасы сырья для их производства делают не~целесооб-
разным или ограниченно целесообразным применение их в низколегиро-
ванных сталях повышенной прочности.
3. ОСНОВНЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ РАЗРАБОТКИ
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
Основная тенденция в области легирован~ия строительной стали за-
ключается во введении в нее небольших количеств нескольких или мно-
гих элементов. Такая система легирования облегчает также в ряде слу-
чаев использование легирующих элементов из скрала и ~из природноле-
ги~рованных чугунов.
Однако при требуемом значении предела текучести до 36 кгlмм' в
ряде стран, в том числе и Советском Союзе, до сих пор, наряду с КоМп
лексно легир~ованными, применяются также низколегированные марган-
цавистые стали. Эти стали в судостроении заменили вначале в России,
затем в США, Англии и др. слишком дорогие никелевые стали для силь-
но напряженных конструкций, несмотря на то, что они обладают извест-
ными недостатками. В ГДР и ФРГ марганцовистая сталь является ос-
новной маркой низколегированной стали, обозначаемой St 52, St 50 или
St 50 те S. Как видно из табл. 62 [6561, в эту сталь до 1938 г. вводили
также молибден, от которого, однако, позднее отказались из экономиче-
ских соображений. Во время войны в ней было снижено содержание
марганца и повышено содер&gt;ка ие углер д и кремн я. Одновреме
были дифференцированы требуемые значения предела текучести в за-
висимости от толщины листа, что было сохранено и в послевоенное Вре-
мя. Кроме марганца, в этой стали часто содержится около 0,25% Сц, что
~.ридает ей повышенную коррозионную ~стойкость.
Однако из табл. 62 видно, что эта ~сталь обладает недостаточным
значением предела текучести и соответственна отношения а,/а .
Ь' качестве средства повышения ее предела текучести по крайней мере до
36 кг/ллР и отношения a,/~~ до )0,65 в последнее время предложе ~
и получил применение способ, заключающийся ~в использовании субми
кроскопических выделений нитридов алюминия с критическим размером
частиц [656). Одновременно уменьшается также склонность стали к ста-
рению. Повышение предела текучести обусловливается при этом не
только измельчением зерна, но и:непосредственным действием частиц
самих нитридов. Обработанная таким способом марганцовистая сталь
обозначается St 50 те S, т. е. сталь St 50 с повышенным пределом те-

До 1938 О, 14 — 0,20 0,40 — 0,50 0,90 — 1, 10 О, 10 О, 15 — 36
После 1938 О, 14 — О, 20 О, 40 — О, 50 О, 00 — 1, 10 Зб
° ° ° °
е ° °
° Й ° k °
° °
° °
I I e
° °
Ф ~ °
° е
° ~~ °
° ° С
!
° °
1 ! I I ! '! 1 'I
1 I ! ° I 1 1 II
1 I I I ° I II !
° ~ ° °
1 ° I 1 I
° ° ) ° в
9
9 °
° ° )
а Э
° ° ° 1 )
° ° й ) й э ° 9
й
й 9 a ° ° °
а °
° й
° °
° е 9 ) ° ° Ф ° °
° ° °
° ° е в
° а 9
9 °
° ° ° ° ° Эе ) ° ° ° 9
й
й э 9 й ° 9 й ° ° °
° .: . ° ° ° I ° I
° ° 9 ° . ) °
Ф ° 1 r ° °
° Э
й
° °
° °
° ° э ) а
3 ° °
° Ф ° ° I И ° ° ° °
) °
в ° °
11I'. .° ° ° .. .° . .9 °
! 1 °, ° е ° е °
е ° ф
° °
9 °
° е ° °
Э
а
° ) э ° ф
° ) ° r °
Э ° ° ° - . ° ° ° 9
° ° . : ° ° °
и ° 9
° °
) °
9 ) ° 1 ° °
)
9 9
° ) й а
9 r
Э
° а ° ° е
° °
I!'
й °
) ° ° 11
° °
1 а °
Э °
° в е
° ° °
° э
° Ф
° й
° ° °
° ° ° °
й 1 э
Э
Ю
е ° е
а
9
а
° в °
° е ° ) °
й °
& t
9 °
й
а 9
а
)е ° !I ° t
° й °
Ф 9 9 ° a Э 9 9
° а
° r 9
° ° ° )
° ° ° °
й
) °
° е J
9 ° ° °
° 9
9 °
е °
° й
э а
° ) 9
° ° в °
° е °
ф ° ° в
° ф вее ° ° ° ° 9 ° 1 )
° й
9 ° 1 ° ° ° 9 °
° °
° 9 ° °
° . ° ° °
° °
° °
° й
9 r
1 °
° е
° Ф
° е) °
й ф а ° е
й а
й ° ° Э й
е °
° ) °
° а
а
° е J
° °
° °
° Ф
° й й
й
° j ° °
Ф 9 Ф
й
Ю
а 1 ° ° е
° ° а ) a
° °
° °
° ° а
° °
° ) °
° ° ° °
° ° ° )
9 °
а °
9 ° 9
ф ° е r ° ° °
° °
° ° °
° °
° ° э ° ° й )
й ° °
° ° °
° °
° й
Ф °
° ° й
) r s °
° в
° ° е у
° й
I 1
1 1
I ° I
1 ° й
а
° . °
й ° ° °
е ° 9 °
° ) °
9 )
° 1 й
й й
1 ° е r
9 ° °

390
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЬ1ШЕННОЯ ПРОЧНОСТИ
Приме~нявшиеся до недавнего времени в Советском Союзе марган-
цовистые стали марок 20Г и ЗОГ, содержащие 1,30 — 1,65'/р Мп, обладают
пониженной (20Г) или плохой (ЗОГ) свариваемостью [294]. Интересно,
однако, заметить, что сталь с повы]шенным содержанием марганца и уг-
лерода (~по составу близкая к прежней ~марке МС), содержащая
~0,23рД С, 1,3 — 1,8р/р Мп, 0,1 — 0,35 Si, 0,05 S, (0,6/р Си (хром
может заменять марганец до 0,8'/р максимум, допускается остаточный
никель до 0,5Р/p), является в Англии основной ниаколегированной сталью.
Для проката толщиной до 10 мм она обеспечивает предел текучести
36 кг/мм' ~при удлинении 14'/p', от 10 до 12,5 мм — 36 кг/мм' при удлине-
нии 18'/р, от 12,5 до 25 мм — 33 кг/мм' и 18'/р и для толщины больше
25 мм — только 30 кгlмлР к 18 Свариваемость же этой стали,,по ан-
глийским данным [660], сильно облегчилась после введения низководоро-
дистых электродов.
В настоящее время в Советском Союзе;введены в новый стандарт
марганцовистые стали ' (см. табл. 64, стали 17 — 21), имеющие либо при
повышенном содер[жа~нии ~марганца пониженное содержание углерода
(стали 20 и 21), либо при повышенном содержании углерода пониженное
содержание марганца (стали 18 и 19), либо пониженное содержание
обоих элементов (сталь 17). Поэтому они обладают значительно лучшей
свариваемостью, чем применявшиеся ранее марганцовистые стали.
Из разработанных в Советском Союзе сложнолегированных сталей
[649, 290, 291, 612 и др.] ~первой была хромома~рганцовистая сталь ДС.
Роль меди в качестве упрочняющей фазы при дисперсионном твердении
в,ней в основном ~не используется, а используется влияние меди на корро-
зионную стойкость и упрочняющее действие ее в качестве элемента, со-
держащегося в,пересыщенном твердом растворе в феррите. Скорость вы-
деления меди из твердого ~раствора в а-железе настолько мала, что она
удерживается в растворе и в ]катан[ой и в нормализованной стали, т. е.
в тех состояниях, в которых сталь обычно применяется.
Разрабопанные позднее сталь НЛ2 и отличающаяся от нее только
меньшим содержанием углерода сталь НЛ1 [649 и др.] представляют со-
бой хромоникельмедистые стали, .в кото~рых медь также используется не
как у~прочняющая фаза при дисперсионном твердении, а только как эле-
мент, повышающий коррозионную стойкость и.дополнительно прочность
стали. При вы~плавке обеих сталей может быть использовано значитель-
ное,количество (около ЗОР/p) лрир~однолегированных чугуна~в, в частно-
сти Орска-Халиловского месторождения, и хро~моникелевых отходов.
Наличие в этих сталях ~никеля, помимо его общего влияния на свойства
стали, нейтрализуют также вредное влияние меди на состояние поверх-
ности проката (меделомкость).
Значительное улучшение с~войств стали НЛ2:почти во всех направ-
лениях достигается путем дополнительяого введения в нее титана в коли-
честве 0,02 — 0,04'/р, особенно если одновременно увеличивать и количе-
ство добавляемого в сталь алюминия до 0,8 — 1,0 кг/т. Это иллюстриру-
ется приводимыми в табл. 63 [649] средними свойсгвами сталей НЛ2 и
1~Л2 Ti ~в сравнении с углеродистой строительной сталью Ст. 3. По сва-
риваемости сталь НЛ2 с титаном также ~превосходит сталь НЛ2. В новом
стандарте сталь НЛ2 заменена близкой по составу сталью СХЛ1 (11 в
табл. 64), обладающей лучшей свариваемостью.
В Советском Союзе были разработаны также различные другие
сложнолегироваеные стали, в настоящее время включенные g3 новый
' Свойства стали 20 (а также Ст. 4) приведены в табл. 64. См. В. Г. Д ьяи о в н
С. И. В альф сон, Сталь, № 7, 1956, стр. 655.

ОСНОВНЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ РАЗРАБОТКИ
391
Табл ица 63
Сопоставление свойств (средние значения) сталей НЛ2, НЛ2-Ti и Ст. 3
У вел ичение (+) или умень-
шение ( — ) по сравнению со
сталью Ст. 3, р/р
Свойства
НЛ2-Т1
Ст. 3
НЛ2
НЛ2
НЛ2-Т1
~1,7
25,3
0,606
26,4
52 6
13,7
1,9* — 6,6*"'
56,2
37,3
0,664
22,1
60,0
15,1
11,0
56,6
40,3
0,725
22,3
59,6
15,2
13,1
+35,0
+47,0
+ 9,5
— 16,0
+14,0
+10,0
+ (480 — 100)
+36,0
+59,0
+19,6
— 15,6
+13,3
+10,9
+(590 — 115)
1,2
+817
11,0
9,0
+650
5,0
+12,8
74
1Ы1
33
1242
— 61,0
+14,6
29,0
1262
+55,0
18,0
28
1,5
1,0
1,5
+50,0
+50,0
1,15
+15,0
1,0
+15,0
' Кипящая.
" Спокойная.
стандарт. Их состав и основные свойства приведены в табл. 64 и 65. Из
них стали 18Г2С, 25Г2С (25ГС} и ЗОХГ2С предназначаются для изготов-
ления арматуры железобетонных конструкций, а сталь 12ХГ (БНЛ-2)—
для шунтовых свай. По примеру того, как это было сделано за рубежом
в послевоенное время и особенно в последние годы, гарантируемые зна-
чения механических свойств дифференцируются в зависимости от толщи-
HbI проката.
Отмеченное выше значительное повышение стойкости стали против
атмосферной коррозии ~при одновременном содержании в ней фосфора и
меди стимулиро~вало разработку сталей, легированных обоими этими
элементами, таких, например, как 10ХНДП. Эта сталь также может
выплавляться с добавлением в шихту природнолегированных чугунов
или хромоникелевых отходов. Как было указано вы~ше, фосфор, вызывает
и значительное упрочнение стали, которое при низком содержании угле-
рода практически не сопровождается .падением ее пластич~ности. Именно
этим обусловливается пеобходимость понижения содержания углерода
в стали 10ХНДП iso сравнению со сталью НЛ2. В то же время бла~года-
ря низкому содержанию углерода, она хорошо сваривается.
Однако фосфор значительно повышает критическую температуру
хрупкости, что сказывается на значении ударной вязкости уже ~при ком-
натной температуре, но особенно сильно при температурах ниже нуля,
несмотря на то, что влияние фосфора в этом направлении несколько
ag, кг/мм'
а.„кг)мм'
Отношение а~/а~
()
~о
Р /0 ° ° ° ° ° ° ° °
а» при+ 20', кгм/см'
п~ при — 20', кгм/см'
aq от — 40 до +50',
кгм/см2 .
Коэффициент чувст-
вительно"ти к ста-
рению, о~~
Произведение a'~- б.
Предел выносливо-
сти, кг/мм2
К,оррозионная стой-
кость, относитель-
ные единицы
Обрабатываемость,
относительные еди-
ницы
Стоимость, относи-
тельные единицы.
1, 25 — 1, 35 1, 27 — 1, 37 +(25 — 35) +(27 — 37)

392
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
Табл ица 64
Состав низколегированных сталей, включенных в новый стандарт (СССР)
Химический состав
й'
Щ
I
О
с.,
Марка стали
Си
Si
Ni
Мп
~ñ Î,20
&lt;0,
~ñ 0,20
0,15 — 0,~0
~&lt;o,'
~ñ 0,20
&lt;0
~ñ 0,20
~&lt;0
~&lt;o,
~&lt;0
~СО,-20
~~0, 20
(0, 30
Q,80 — 1,20
0,80 — 1,20
0,70 — 1, Г&g
0,60 — 0,90
0,60 — 0,90
0,80 — 1,10
0,40 — 0,70
0,60 — 0,90
0,40 — 0,70
0,50 — 0,80
&lt O
(0,20
~ñ 0,20
~&lt 0
0,50 — Q,80
Q,CO — О, О
0,20 — О, CQ
0,20 — О,CO
0,90 — 1,20
1,20 — 1,60
1,20 — l,бО
1,20 — 1,65
0,90 — 1,20
1,"О — 1,60
0,90 в 1,20
1,20 вЂ ,бО
0,12 — 0,18
0,14 — 0,23
0,20 — 0,29
(0, 12
0,11 — 0,17
0,26 — 0,35
0,11 — 0,17
(0, 12
1,
2
3
4
5
6
7
8
9
О, -20 — 0,50
0,40 — 0,65
О,-;О — 0,50 1, ОО — 1,'='О
О, C0 — О,"..О О, ЕО — 0,80
0,80 — 1,20
0,50- 0,80
&lt О, 12 0 80 Ђ” 1,
10
0,80 — 1, 10
0,12
12
13
14
15
16
17
18
19
20
21
22
23
24
П р и м е ч а н и я: 1. Сталь, предназначенная для сварных конструкций, должна дополнительно
раскисляться алюминием и титаном.
2. По соглашению сторон в стали марки 10Г2СД (МК) при толщине листа до 12 мм допускается
пониженное содержание кремния — не менсе О,бО'/и, а в стали марки 15ГС — не менее 0,50%.
3. В стали марок 18Г2С, 25Г2С и ЗОХГ2С при бессемеровском способе выплавки допускается
повышение содержания марганца до 1,8%, снижение содержания кремния до 0,40% и содержания
хрома (для стали марки ЗОХГ2С) до 0,40'/и.
4. В стали марки 14ХГС допускается по соглашению сторон снижение содержания марганца
до О 75%.
* В стали марки 10ХНДП содержание фосфора должно быть в пределах 0,08 — 0,15%.
компенсируется частично, низким содержанивм углерода, частично со-
держащимся в стали хром~ам. Фосфористая сталь обладает также боль-
шей чувствительностью к старению. Оба эти серьезных недостатка фос-
фористой стали, тесно связанных между собою, могут быть устранены
или по крайней мере резко ослаблены,за счет дополнительно~го легирова-
4
ния ее некоторым количеством алюминия. Даже раскисление алюминием,
при котором в сталь вводится 0,06 — 0,10% Al, уменьшая склонность зер-
на к росту, понижает чувствительность ее 'K старению и критическую тем-
пературу хрупкоспи. Одна~ко тораздо более надежный эффект достигает-
ся при легировании стали алюминием в ~количестве 0,25 — 0,5%'.
' На лабораторных плавках хромомедефосфористой стали М. С. Ми х алев и
М. И. Г аль д шт ей н (Бюллетень научно-технической информации, ¹ 3, Уральский
НИИ ЧМ, Металлургиздат, 1957, стр. 76) нашли, что оптимальное содержание А!
(остаточное в металле) равно 0,1'/о.
Ъ
15ГС .
18Г2С
25Г2С (25ГС)
Н1Г2СД (МК)
14ХГС
30ХГ2С
14ХГСН
1ОХГ2СН
10ХГСНД
(мс-1) .
10Х СНД
(СХЛ-4)
15ХСНД
(СХЛ-1, НЛ-2)
12ХГ (БНЛ-2)
12ХГН
10ХГ2Н
15ХГН
14ХГ2Н
14Г
19Г
24Г
09Г2 .
14Г2 .
10ГНД .
14ГНД
10Х НДП*
0,12 — 0,18
&lt О,
(0, 14
(0, 12
0,12 — 0,18
0,11 — 0,17
О, 12 — 0,18
0,16 — 0,22
0,21 — 0,28
(0, 12
0,12 — 0,18
(0, 12
0,11 — 0,17
&lt О,
0,40 — 0,70
0,25 — О, 50
0,20 — 0,40
О, 20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,4Q
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
О, 20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,20 — 0,40
О, 20 — 0,40
0,20 — 0,40
0,40 — 0,70
0,40 — 0,80
0,90 — 1,20
1,20 — 1, CQ
0,90 — 1,20
1,20 — 1,70
0,70 — 1, 00
0,70 в 1,00
0,70 — 1,00
1,40 — 1,80
1,20 — 1,CQ
0,90 — 1,20
0,90 — 1,20
О, 0 — О,CO
O,CO — 0,90
0,40 — 0,70
О, О — O,CQ
0,~0 — О,CO
0,~0 — 0,60
0,20 — О,CQ
&lt О
~~0, О
&lt;0
О, О — О,СО
0,20 — О,CQ
0,-0 — 0,80
0,20 — 0,60
0,,0
0,80 — 1,20
0,80 — 1, О
0,80 — 1,20
0,80 в 1, О
~~0, 20
~0,-'О
~0 20
&lt;0
~0,20
0,80 — 1, -"О
0,80 — 1,2Q
О, '-О — О, СО
0,20 — 0,40
&lt;0
~&lt 0
-=0,30
~&lt 0
0,20
~&lt;O
~&lt;о,
~&lt 0
0,50 — 0,80
0,50 — 0,80
0,20 — 0,50

ОСНОВНЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ РАЗРАБОТКИ
393
Таблица 65
1
Гарантируемые механические свойства сталей, состав которых приведен в табл. 64
механические свойства
не менее
Загиб в холодном
состоянии
Толщина
проката
Марка счали
стали
а а, у
rce~мм2 (I = 10d)
угол
град.
vb
кг/мм'
мм
15ГС
2а
180
18Г~Ñ
25Г2С
1('Г2СД (МК)
.д
За,
00
~0
2а
180
14ХГС
2а
180
ЗОХГ2С
14Х~ СН
1()ХГ2СН
10ХГСНД (МС-1)
5d
45
180
1Î 1ГХСНД (СХЛ-4)
2а
180
! 5ХСНД
(СХЛ-1, НЛ-2)
12ХГ (БНЛ-2)
12ХГН .
2а
180
12
13
180
10ХГ2Н
15ХГН .
14
15
14ХГ2Н
14Г
19Г
24Г
16
17
18
19
2а
2а
2а
2а
180
180
180
180
20
09Г2 °
2а
1SO
21
14Г2 .
180
22
1ОГНД......
14ГНД .
10ХНДП .
23
180
24
П р и м е ч а н и я: !. Нормы механических свойств для сортовой, фасонной и широкополосной
стали относятся к продольным образцам, а для листовой стали — к поперечным образцам.
2. Нормы относительного удлинения относятся к толщине проката 8 — 20 мм (кроме стали марок
18Г2С, 25Г2С, ЗОХГ2С).
3. Для проката толщиной менее 8 мм допускается понижение относительного удлинения на 1%
(абс.), для проката толщиной более 20 мм — на 0,25~/о (абс.) на каждый 1 мм увеличения толщины,
но не более чем на 2% (абс.).
4. Нормы механических свойств для толщин проката, не предусмотренных табл. 65, устанав-
ливаются соглашением сторон.
' с — толщина оправки; а — толщина
проката; И — диаметр стержня арматуры.
4 — 10
11 — 20
6 — 8
6 — 40
4 — 10
11 — 20
21 — 32
4 — 10
11 — 20
10 — 32
4 — 10
4 — 10
4 — 32
33 — 40
4 — 32
33 — &l
4 — 32
33 — 40
8 — 20
4 — 10
11 — 20
21 — 20
4 — 10
4 — 10
11 — 20
4 — 10
4 — 10
4 — 10
4 — 10
11 — ~0
4 — 10
11 — 24
25 — 30
4 — 10
11 — 20
4 — -10
11 — 20
4 — 10
11 — 20
4 — 12
50
48
СО
60
50
48
48
50
50
00
52
50
54
51
54
51
52
46
46
50
50
48
50
52
49
53
46
47
49
47
46
45
44
48
47
52
50
54
52
48
35
34
40
40
35
34
33
35
34
60
37
37
40
37
40
37
35
31
33
35
33
31
36
36
35
37
29
30
33
30
31
~0
~0
34
33
38
38
40
&l
35
18
18
14
14
18
18
18
18
18
6
18
18
16
15
16
15
18
18
15
18
18
18
18
18
18
16
18
18
18
18
18
18
18
18
18
15
15
15
15
18

394
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
Стали, легированные фосфором и з~начительным количеством алю-
миния, разработаны и применяются также в других странах. В качестве
примера можно указать на стали, получ~ившие применение в США под
назва~нием Кортен и Майари 16491. Первая содержит ~( 0,120/О С, 0,2—
0,5'/р Мп, 0,25 — 0,75'/, Si, 0,5 — 1,25'/О Сг, 0,25 — 0,550/, Си, 0,07 — 0,15'/О P
и 0,35 Al. Состав:второй: ~ 0,12'/р С, 0,5 — 1,0'/О Мп, 0,2 — 0,3/, Si
0,4 — 1,00/о Сг, 0,25 — 0,750/о Ni, 0,5 — 0,7% Си, 0,08 — 0,120/& t и 0,4 /О
Сталь типа Майари также вы~плавляется с ~применением ~природнолеги-
рованных чу~гуно~в и легиро~ванно~го лом~а. Сталь типа мартен,производит-
ся несколькими фирмами и в Англии, главным об~разом из-за больше~го,
чем у марганцовистой, отношения &gt;, & t;q и более в сокой коррози
стойкости, что особенно важно для тонких сечений.
Из табл. 65 видно, что значение:предела текучести и пои наимень-
шей толщине проката у большинства приведенных сталей (если исклю-
чить арматурные стали № 2, 3 и 6) ниже 40 кг/лм2. Разработка низколе-
гированной стали с ~пределом текучести больше и особенно значительно
больше 40 кг/лш', удовлетворяющей одновременно всем прочим требова-
ниям, остается еще серьезной проблемой, несмотря на значительное-ко-
личестве марок, предлагавшихся,на основании лабораторных исследова-
ний. Пути легирования такой стали известным образом зависят от ее наз-
начения, а следовательно, от гого, какие из предъявляемых к ней требо-
ваний преобладают. Для судостроительной стали основные затруднения
заключаются,в предотвращении трещин при сварке переборок, где возни-
кают очень большие напряжения. Поэтому в судостроительной стали же-
лательно иметь IHe выше 0,12 — 0,150/О С. Однако, хотя при таком содер-
жании углерода сталь относится обычно к классу хорошо сваливающих-
ся, это еще не гарантирует отсутствия трещин при сварке сильно напря-
женных узлов, так как последн~ее зависит и от комбинации легирующих
элементов, обусловливающей протекание превращений в стали при ох-
лаж~дении ее с высоких температур. Приблизительно такого ти~па сталя-
ми являются (разработанные в Советском Союзе 10ХГСНД, 10XCHQ и
14ГНД (табл. 64), содержащие при малом количестве углерода повы-
шенное количество кремния, марганца, хрома, никеля и меди.
Так ~как отпуск свар~ной конструкции, снимающии напдяжения,—
весьма действенное средство предотвращения трещин, то в тех случаях,
когда такой отпуск по технологическим соображениям осуществим, мо-
жет быть использована сталь, упрочняющаяся при отпуске за счет ди-
'IIQpcHoHHQDQ твердения, в частности легированная iB числе прочих эле-
ментов ~повышен~ным количеством меди. В качестве же основы при леги-
ровании стали такого назначения, по-видимому, целесообразно использо-
вать ко~мбинацию хрома с мар~ганцем, никелем, ванадием и титаном при
низком содержа,нии углерода и раскислении алюминием.
Несколько проще разрешается проблема создания стали с пределом
текучести больше 40 кг/мм' и пределом прочности больше 60 кг/мм' для
промышленных сооружений, мостов, вагоностроения и T. п., где конст-
рукция сварных 1узлов, как правило, менее сложная и Не является источ-
ником возникновения до~полнитель~ных нааряжений, облегчающих обра-
зование трещин. В этом случае одним из основных средств достижения
таких свойств является ~повышение содержания углерода п1ри данном
суммарном содержании легирующих элементов до количества, допускае-
мого свариваемостью, а именно, до - 0,2'/О [надример, 323]. Что касается
легирующиХ элементов, то достаточно удовлетворительных результатов
можно ждать,при введвнии з сталь iB определенных сочетаниях меди,
мар,ганца, ~хрома, ванадия, титана и никеля.

ОСНОВНЫЕ ТЕНДЕНЦИИ В ОБЛАСТИ РАЗРАБОТКИ
395
Так, например, в Гер~мании в результате изысканий, ~проводившихся
в период от 1936 до 1944 r., были рекомендованы к производству [295] в
качестве строительных с особо повышенной прочностью марганцевована-
диевая и марганцевотитанистая стали, содержащие оиоло 0,18'/о С, 1,4—
1,5'/о Мп (при повышенном до 0,4 — 0,5'/, содержании кремния), 0,10—
0,20О/О Си и около 0,15О/о V или соответственно титана. Марганцевована-
диевая сталь обладает рядом ~преи~муществ перед марганцевотитанистой,
главное из которых заключается в том, что первая обладает требуемыми
механическими свойствами непосредственно ~после прокатки, тогда как
вторая имеет (при повышенном пределе текучести удовлетворительную
вязкость только в нормализованном состоянии. Однако наилучшие соче-
тания свойств прочности и вязкости и у марга~нцевованадиевой стали
получаются после ~нормализации с 880'. Такая обработка значительно по-
нижает и предел прочности и предел текучести, но последний все же со-
храняет значение выше 40 кг/мм', тогда как удлинение и ударная вяз-
кость возрастают. Для измельчения зерна и уменьшения чувствительно-
сти IK старению эта сталь раскисляется алюминием в ~количестве 0,02О/О.
Однако основное, направление, по которому идет,за рубежом разра-
ботка сталей, сочетающих высокий предел текучести с хорошей свари-
ваемостью, заключается пака еще в дополнительном легировании стали
эн~ачительным количеством молибдена, что ограничивает с экономиче-
ской стороны возможные области использования таких сталей. В каче-
стве иллюстрациями приведем несколько, примеров, относящихся к разным
странам.
В США применяется сталь, содержащая до 0,12'/о С, 05,— 1,0'/, Мп,
0,5 — 1,5О/О Си, 0,5 — 1,0О/о Ni и до 0,20О/о Мо. В этой стали используется
также эффект дисперсионного твердения за счет меди, причем наличие в
ней никеля уменьшает хрупкость, обусловленную дисперсионным твер-
дением, и одновременно улучшает поверхность проката. Поэтому в ней
можно получить после отпуска около 600' предел текучести больше
42 кг/мм' при высокой пластичности и вязкости. Если, следовательно, по
технологическим условиям отпуск после сварки возможен, то такая
сталь может обеспечить и вполне удовлетворительную свариваемость,
хотя в английских довоенных исследованиях было установлено, что она
обладает повышенной склонностью к горячим сварным трещинам.
В Англии в .послевоенное время,на основании результатов лабора-
торяых исследований в качестве хорошо сваривающейся н~изколегиро-
ванной стали с пределом текучести больше 40 кгlмлР была рекомендо-
вана сталь, содержащая около 0,14О/о С, 0,8О/о Мп, 0,8 Сг, 0,8О/о Ni H
0,25'/о Мо |6591. Однако последующее опробование двух выплавленных
в 2-тонной электропечи сталей близкого состава, но с,пониженным до
0,56 н 0,23О/О содержанием никеля, показало, что они имеют предел те-
кучести выше 40 кг/л~м' только в листах толщиною 12 — 15 мм 16601. При
толщинах же больше 35 мм предел текучести (~о.s) падает до 36 кг/мм2.
В промышленных условиях там п|роизводятся две стали повышенной
прочности: одна из них (обозначается Ducol W25) содержит 0,16—
0200/о С 13 1 5о/о Мп, 0,3 — 0,5О/О Ni, 0 15 — 0 ЗОО/о Сг и 0,24 — 0,30О/о Мо.
В отпущенном после,прокатки состоянии она имеет при толщине до
18 л~м ~о.s ) 42 кг/л~м2, а до 37 мм ~o,s ) 40 кг/мм2. Вторая промышлен-
ная сталь (обозначается Ducol W30) содержит (0,18% С, 1,4'/о Мп,
05/ Ni, 0,8'/, Сг, 0,5 Си, 0,25O/0 Мо и 0,1'/о V. При толщине листа до
25 мм она имеет ~о.s ) 47 кг/мм2. Для ее сварки предусматриваются низ-
ководородистые электроды.
В последнее время в Англии разработана интересная сталь (назван-

396
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ
ная Fortiweld, т. е. очень хорошо сваривающаяся), содержащая
(0,15% С, ~( 0,4% Si, (0,6% Мп, (0,05о/OS, ~(0,05% Р, 0,4 — 0,55% Мо
и 0,0015 — 0,0035% В 1660]. Эта сталь в катаном состоянии при толщине
листа по,крайней мере до 37 мм имеет ~предел текучести около 46 кг/мм2
при пределе прочности около 58 кг/мм' и удлинении 20% и при этом сва-
ривается так же хорошо, как нелегированная, будучи нечувствительной
к сварным трещина~м; сва~рное соединение ив этой стали обладает высо-
кой пластичностью и вязкостью. Такое сочетание свойств является ре-
зультатом одновременно|го соде~ржания,в ней молибдена и бова, как это
видно, в частности, из следующих данных [661]:
Состав, % Сгаль Fertiweld
Малоуглеродистая
сталь
С . . . . . . . . . . . . . . . . . О,ОЭ 0,08 0,08
Яп................. 043 0 40 0,41
Я ................. 0,25 0,25 0,26
Мо . . . . . . . . . . . . . . . . 0,58 0,58
В . . . . . . . . . . . . . . . . . — 0,003 — 0,003
Механические свойства
Предел прочнссти, кг/мм~ ..... 44,6 64,3 40,5
Предел текучести, кг/мм2...... 25,4 54,6 26,8
Удлинение, % ........... 40,0 26,0 41,1
Сужение, % ............ 74 0 71 3 73,б
Ударная вязкость по Изоду, фчто-
фунты .............. 99 94 96
Эти свойства были получены на о~бразцах диаметром 16 мм после
нормализации с 930'. В катаном состоянии и при больших толщи~ах
ударная вязкость также .сниж~ается до 30 — 50 фута-фунтов. Несмотря
на очень высокое содержание,в этой стали молибдена, за рубежом счи-
тают, что ее при~менени~е может быть оправдано в ряде случаев, напри-
мер для мостов, монтируемых в военно-полевых условиях, для сильно
нагруженных заклепок, где важна малая закаливаемость на воздухе на-
греваемого конца, для некоторых листовых авиационных деталей, желез-
нодорожных грузовых ва~гонов, специальных .грузовых автомббилей, B
хвмич]еской промышленности и т. п.
В ФРГ была предложена сталь с молибденом [662], имеющая
предел текучести больше 45 кг/мм' и, несмотря на это, очень мал~ю
склонность к св~арным трещинам. Состав этой стали: 0,15% С, 10/0 Мп,
1% Си, 1% Ni, 0,4о/о Cr и 0,35% Мо. Ее высокие (противоречивые) свой-
ства основаны на указанном выше (стр. 387) принципе использования
продуктов превращения аустенита в промежуточной области. В этой
стали в очень широком интервале скоростей охлаждения — от медлен-
ного охлаждения на воздухе толстых листов до быстрого охлаждения
в околошовной зоне — аустенит превращается в промежуточной обла-
сти, что позволяет получить одинаково высокие свойства в сварном со-
единении и основном металле.
Независимо, однако, от э~кономичеокой целесообразности примене-
ния молибденовой низколвги~рованной высокоп~рочной стали в той или
иной области использование принципа введения бора одновременно с оп-
ределенны~ми др(угими элементами' и превращения аустенита в проме-
жуточной о~бласти ~представляет интерес, на~мечая новые пути изыскания
такой стали.
0,09
0,42
0,25
41,6
29,4
44,0
72,0
93
' Правда, автор работы [660] отмечает, что в его исследовании бор в комбинации
с другими элемента~ми, кроме молибдена, не давал эффекта. Едва ли, однако, можно
считать, что это исследование ысчерпало все возможности.

VIII. Легирование инструментальной
стали '
1. ВАЖНЕЙШИЕ СЛУЖЕБНЫЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА, ТРЕБУЕМЫЕ ОТ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
Основные служебные свойства, ~которыми долгина обладать инстру-
ментальная сталь, вависят от ~назначения и условий ра~боты изпготовляе-
мых из нее инструментов. По этому признаку инструментальные стали
можно разделить на следующие основные группы [370]:
1) режущие углероди~стые и легированные стали;
2) быстр орежущие стали;
3) шта~мповые стали для холодного деформирования;
4) штамповые стали для горячего деформи~рования;
5) стлали для измерительных, инструментов.
Внутри каждой группы возможно дальнейшее ~подразделение по бо-
лее узким признакам, определяющим ~наи~более целесообразный выбор
конкретных ~марок стали. Указан~ные группы являются основными. Стали
для других, например го~рных, деревоо~бделочных инструментов и т. д.,
здесь не рассматриваются 2.
Стали ~первой ~грулпы должны облад~ать высокой твердостью — 60—
65 R~ (лишь для инструментов, о~брабатывающих мягкие мате~&gt;иа ы,
пускается твердость 45 — 55 Rc ); высокой износостойкостью; высокой
прочностью и удовлетворительной пластичностью и вязкостью.
Быстрорежущие стали среди сталей, предназначенных для режущих
инструментов, выделяются в самостоятельную группу потому, что наря-
ду с перечисленными свойствами характерным и решающим их свойствои
является кр~асностойкость. Под красностойкостью понимают сохранение
или очень малое понижение твердости и износоспойкости инструмента
при повышенной тем~пературе, обычно при 600 — 650',,возникающей в ре-
жущей кромке инструмента за счет теплоты, выделяющейся в процессе
резания. Количество выделяющейся теплоты и температура разогрева
инструмента тем больше, чем больше скорость резания, сечение снимае-
мой стружки, прочность и вязкость обрабатываемого материала. При-
прочих равных условиях разогрев инструмента должен быть тем меньше,
чем вьппе теплопроводность материала ipesqa и обрабатываемого мате
риала.
От сталей третьей группы, предназначенных для изготовления хо-
лодных штампов, требуются высокие значения твердости и прочности,
BblcGKBH износостойкость и удовлетворительная вя1зкость. При этом для
одних изделий, ~например для вытяжных и высадочпых штампов, более
' Подробно об инструментальных сталях, их обработке, свойствах и применении
см. Ю. А. Г ел л е р, Инструментальные стали, Металлургиздат, 1955.
2 Нержавеющие стали для медицинских и т. п. инструментов рассматриваются
в гл. Х.

398
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
2. ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ,
ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ ВАЖНЕЙШИЕ СВОЙСТВА
ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
Из перечисленных выше. свойств, некоторые являются специфически-
ми т о л ь к о для инструменталыной стали того или иного назначения;
другие имеют определенную специфику применительно к стали этого
типа.
важна высокая износостойкость, так как они работают в чсловиях по-
вышенного износа, а для других изделий особо важное ~значение имеет
повы~шенная вязкость.
Стали четвертой группы, лредназначенные для изготовления горячих
штампов, должны обладать устойчивостью лротив отпуска, достаточно
высоки~ми ~з~на~чениями прочности и вязкости и высоиои износостойиостью
при рабочих тем~пературах, ~повышенной теплопроводностью и стойко-
стью lIIpотив так навязываемой термической усталости. У сталей для пресс-
форм литья под давлением добавляется еще требование стойкости, против
эрозионного и физико-химического воздействия заливаемого металла.
Очень высокая твердость ~при,повышенных температурах, как для
быстро~режущих сталей, у стали для горячих штампов iHB является не-
обходимой, так как оам деформируемый материал, нагретый до высокой
температуры, обладает весьма малым сопротивлением дефоомированию.
Наконец, от сталей пятой тр~уппы, ~предназначенных для изготовле-
ния измерительных инструментов, требуются высокие твердость и изно-
состойкость, удовлетворительная вязкость и постоя~нство размеров В0
времени. Последнее свойство для точного измерительного инструмента
весьма важно, так как даже очень малое изменение размеров, порядка
микронов, может iBbIBBGTH такой инструмент из строя.
1~роме служебных, весьма важное ~значение имеют технологические
свойства стали. Инструментальная сталь должна легко обрабатываться
давлением и резанием (в отожженном состоянии), обладать малой склон-
ностью к обезуглероживанию, к измене~нию размеров, деформации и тре-
щинообразованию при закалке, малой чувствительностью к перегреву,
допускающей в свою очередь более широкий интервал температур нагре-
ва для закалки, хо~рошей шлифуемостью. К технологическим требова-
ниям относится и высокая прокаливаемость. У сталей для горячих штам-
пов, как и у ~конструкцион|ных сталей, глубокая прокаливаемость необхо-
дима для обеспечения сочетания высоких значений прочности и вязкости.
У некоторых режущих инструментов, например сверл, в случае недоста-
точной прокаливаемости .при переточке ~может обнажиться непрокалив-
шаяся сердцевина, что приведет к быстрому выходу инструмента из
строя. Наконец, во всех случаях высокая прокаливаемость стали позво.
ляет,закаливать инструменты даже значительного сечения,в более мяг-
ких средах, что косвенно способствует у~меньшению деформации, короб-
ления, остаточных напряжений и опасности получения трещин при закал-
ке. Следует, однако, за~метить, что для некоторых инструментов, напри-
мер зубил, пневматических MQJIQTKQB, метчиков, рааверток и т. п., обычно
используют сталь с малой прокаливаемостью, чтобы получить повышен-
ную вязкость в сердцевине.

ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СВОЙСТВА
399
' Ю. А. Геллер, из работы которого [666, 370] заимствованы рис. 242 и 243, дает
ходу кривых иное объяснение.
К последней катетории относятся, в частности, и м ех а н ические
GAB о й с та а, которым в последнее десятилетие начали пр~идавать боль-
шое значение и у инструментальных сталей, так как очень большое ко-
личество инструментов, оса~бенно тонких, преждевременно выходит из
строя из-за поломки. Особенность инструментальных сталей, содержа-
щих, как правило, большое количество углерода и применяющихся по-
сле закалки и низкого отпуска, заключается в том, что они имеют низ-
кое сопротивление отрыву и при жестких видах нагружения, например
при растяжении, разрушаются хрупко, без заметной, пластической де-
формации. Поэтому для лучшего выявления влияния различных факто-
ров на пластичность и прочность эти характеристики обычно опреде-
ляют при более мягких видах нагружения, главным образом при круче-
нии и изгибе, что больше соответствует также условиям работы инстру-
ментов. Но и при этих видах нагружения основную, хотя и несколько
меньшую, роль играет хрупкая прочность. Яля характеристики вязко-
сти инструментальных сталей в США, например, применяют испытание
нч ударный изгиб ненадрезанного образца типа изода 16651. Ненадре-
занный образец применяется для этой цели и в ГЯР и ФРГ.
Таким образом, мондино ожидать, что влияние различных факторов
на прочность закаленной инструментальной стали должно определяться
общими закономерностями для сопротивления отрыву, которое в значи-
тельно большей степени, чем другие характеристики прочности, опре-
деляется непосредственно прочностью межатомной связи. К;ак было по-
казано на стр. 212 применительно к конструкционной стали, наинизшим
сопротивлением отрыву и притом тем меньшим, чем больше в нем рас-
творено углерода, обладает мартенсит, так как углерод уменьшает проч-
ность межатомной связи в решетке железа. Поэтому отпуск сильно по-
вышает сопротивление отрыву, но начиная с некоторой температуры от-
пуска оно снова понижается. Объясняется это, по-видимому, уменьше-
нием суммарной протяженности граничных слоев зерен вследствие ка-
огуляции карбидов; по нашему предположению (стр. 220), сопротивле-
ние отрыву определяется непосредственно прочностью граничных слоев
зерен. По этой причине сопротивление отрыву уменьшается также с
укрупнением зерна. Наконец, расположение низкопрочной фазы и
уменьшение степени атомного порядка в граничном слое зерен сильно
понижает сопротивление отрыву.
Эти закономерности в основном подтверждаются и для инструмен-
тальной стали ', как можно видеть из рис. 242 и 243;по результатам ис-
пытания изгибом [666], особенно если учесть уже отмеченное обстоятель-
ство, что при таком .виде нагружения выявляется не «чистое» сопротив-
ление стали отрыву. Так, из ~рис. 242,видно, что прочность закаленных
углеродистых и низколегированных сталей с повышением теипературы
отпусха сильно увеличивается, а начиная с некоторой темпе]ературы сно-
ва понижается. Эта температура у легирова~нных сталей выше, так как
в ни~ позже начинает сказываться фактор коагуляции и уменьшения
суммарной протяженности граничных слоев. Пластичность же с повыше-
нием тем~пературы отпуска, как и следует ожидать, все время увеличи-
вается.
Повышение содержания углерода от 0,45'о/, до эвтектоидного в уг-
леродистой стали (рис. 243) понижает прочность в закален~нам и пра~кти-

400
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
350
& t;
~Ъ
л
&lt
Ю
&lt
без /5О 200
Омлусжд
~емпература отпуска, С
350 300
? 00 250
150
без
ОЛ~7дС~Га
7емп~рагпура огппцско, С
Рис. 242. Влияние температуры отпуска после закалки на механические
свойства углеродистых (а) к низколегированных (б) инструменталь-
ных сталей
Вследствие хрупкото, в основном, разрушения большое влияние на
механические свойства инструментальной стали оказывает ~кр)упнение
зерна в случае даже яе~больтого ее перегрева ~при закалке. Так, напри-
мер, в быстрорежущих сталях Р18 и Р9 (рис. 279) до некоторой темпера-
туры нагрева, пока прео~бладает процесс |растворения карбидов, а зврно
еще мало укрупняется, разность, значений прочности в закаленном и от-
пущеном состоя~нии возрастает, причем яе только s3 счет понижения
прочности в закаленном, но и за счет одновременного повышения ее в
отпущенном состоянии, ~объясняющегося, по-видимому, д~исперсионным
твердением выделяющимися при отпуске карбидами. При дальнейшем
же повышении температуры нагрева, вызывающем заметное укруп-
нение зер~на, прочность резко, падает и после отпуска, и разность значе-
ний прочности в закаленном и отпущенном состояниях уменьшается.
Отдых, т. е. вылеживание ~между закалкой и испытанием, значитель-
но увеличивает сопротивление отрыву закаленной инструментальной сга-
ли, не влияя на ее твердость, как это на~блюдается также у закаленного
легированного феррита и конструкционной стали (см. стр. 239 и [726]).
С увеличением же скорости охлаждения при закалке прочность, наобо-
рот, понижается. К;ак можно видеть из рис. 244 [727], между этими двумя
' Наблюдающиеся на рис. 243 изменения прочности в отпущенном состоянии ле-
жат в пределах рассеивания, которое, по данным Ю. Л. Геллера [667) при испытании
на изгиб составляет 1-6%.
чески не сказывается в низкоотпущенном состоянии ', так как в послед-
нем случае содержаяие углерод|а в м~артенсите приблизительно одинако-
во. В заэвтектоидной стали, вследствие закалки с одинаковой темпера-
туры Ас, +45 â€”: 50, содержание углерода в мартенсите также не ме-
няется, но прочность несколько повышается за счет «дисперсионного
гвердения» избыточными карбидами. Однако преимущественное выделе-
ние карбидов по границам зерен в стали с 1,2 — 1,25% С снова понижает
прочность. Из рис. 243 еще раз видно большое положительное влияние
низкого отпуска на прочность, а также на пластичность стали.

ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СВОЙСТВА
401
явлениями и~меется внутренняя связь. Чем больше cKolpocTb охлаждения,
тем сильнее сказывается эффект отдыха. Так как из нашего предположе-
ния, изложенного на стр. 220, следует, что сопротивление отрыву должно
повышаться с увеличение~м степени порядка в граничном слое, зерна, нам
кажется весьма пра~вдоподоб~ной гипотеза [726, 7271, объясняющая оба
явления с этих позиций. Авторы полагают, что отдых приводит к увели-
чению степени, порядка,в граничном слое по сравнению с получаемой при
быстром охлаждении. По нашему
1бО
мнению, этого достаточно для уве-
личения сопротивления отрыву, хо-
тя авторы гипотезы объясняют по-
следнее более сложным образом.
140
Ъ
~~100
Я50
200
О
и 80
О
~бО
f50
1
1
Я7
50
1
1
4 ~.
3
Я
40
О 0
'45 ОЫ 085 /55 175
С,%
20
О .
10 100 1000
Скорость охлаждения, град/сек
Рис. 244. Влияние ~ скорости
охлаждения при закалке на проч-
ность двух сталей и ее изменение
при вылеживании:
° — испытание через 20 минут после
закалки; х — испытание через двое
суток после закалки
Рис. 243. Влияние углерода на
механические свойства углероди-
стых сталей после закалки и низ-
кого отпуска. Пунктирная ли-
ния — после закалки в воде,
сплошные линии — после закал-
ки и отпуска при 180' в течение
1 часа
Прочность за~калвнной инстру~менталыной стали, как и у других изу-
ченных до сих пор материалов (см. стр. 209), понижается с увеличением
длительности напружения. Это еще раз подтверждает, что временная за-
висимость прочности является общей закономерностью. Предшествую-
щий отдых, т. е. вылежива~ние без нагрузки, уменьшает влияние длитель-
ности нагружения. С нашей точки зрения, при хрупком разрушении уве-
личение степени атомного порядка в граничном слое и должно ослабить
действие временного фактора.
Решающая роль х р у и к o r о разрушения инструментальной стали
обусловливает значительное отрицательное влияние карбидной нводно-
родности на ее прочность. Этим же обстоятельством объясняется и на-
блюдающаяся у инструментальной стали а н и з от р о п н о ст ь харак-
теристик прочности, подобно ко~нструкционной стали, у которой, предел
прочности в закален~ном и низкоотпущенном состоянии и сопротивление
разрушению S, также анизотропны (cM. стр. 292 и табл. 26). Вытяну-
тые в строчку карбиды ~значительно усиливают анизотропность проч-
ности.

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
402
Наконец, остаточные напряжения при хруп~ком,разрушении ~могут
заметно понизить прочность инструментальной стали. Но если сталь пе-
ред разрушением претер~певает хотя ~бы малую пластичесиую деформа-
цию, то остаточные напряжения [на статической прочности п]практически
не скажутся [196]. А так как инструментальные стали при испытании из-
гибом претерпевают некоторую пластическую деформацию (см. рис. 242
и 243), то остаточные напря~жения должны играть в их меха~нических
свойствах второстепенную роль. Очевидно, указанное значительное влия-
ние скорости охлаждения при закалке на прочность инструментальной
стали приводит к тому, что,некоторые исследователи [370] сильно пре-
увеличивают роль остаточных напряжений.
И з,н о с о с т о й к о с т ь инструментальной стали определяется в ос-
новном твердостью ее основной массы,при рабочей температуре и твер-
достью карбидной фазы. Следовательно, износостойкость стали должна
зависеть от ряда факторов, главным образом от ее жаропрочности, ко-
личества содержащихся в структуре карбидов и их твердости, а так-
же от красностойкости. Высокая ирасностойкость, предотвращающая
падение твердости, обусловленное отпуском при рабочей температуре,
4
д~ 'Ъ~
о:~[ 3
о «~~
2
О~:~
83» 1
° о О~
~ ")
:;у ~ ~
~о 0
5 fÎ 0 20 5
Холичестбо карбидоб,',(бес.)
Рис. 245. Влияние количества кар-
бидной фазы на износ отложен-
ных сплавов Fe-Cr-С при сухом
трении скольжения:
I — сплав с карбидами (Cr, Fe) ~зС~.,
2 — сплав с карбидами (Cr, Fe) уСЗ
(пунктир — ролики; сплошные линии—
образцы)
должна уменьшать и понижение износосто~кости стали при этой темпе-
ратуре. Повышение износостойкости отожженных сплавов ].е-Сг-С,с уве-
личением количества карбида~в иллюстрирует рис. 245 [117]. При одина-
ковом количестве карбидов износостойкость вьгше у сплавов. со~держа-
щих кубический карбид (Cr, Fe)23C6 (рис. 245).
К; р а с н о с т о й к о с т ь характеризует способность закаленной ста-
ли противостоять двоякого рода изменениям твердости и износостойко-
сти при нагреве: необратимым, являющимся результатом отпуска мар-
тенсита, и обрати~~мым, имеющим место только непосредственно при дан-
ной тем|пературе нагрева. Однако эти различные по своей природе из-
менения свойств при нагреве закален~ной стали наблюдаются одновре-
менно и разделить их трудно. По этой причине, а также вследствие слож-
ности выполнения, определение «горячей» твердости в качестве характе-
ристики красностойкости почти не применяется. Определение красностой-
кости, принятое в СССР, за~ключается в том, что на отдельных образцах
стали, подвергнутых закалке и нормальному отпуску, измеряется твер-
дость при комнатной температуре после предварительного четырехкрат-
ного нагрева их ~при 600, 625 и 650' (иногда и при 700') с выдержкой в те-
чение одного часа при каждой температуре. В качестве характеристики
красностойкости при таком способе ее определения рекомендуют [363]
брать максимальную тем~пературу, после нагрева,до которой сталь со-
храняет твердость не ниже 60 Ра. Красностойкость еще не характери-
зует режущих свойств стали, одна~ко ~позволяет в первом приближении
судить о ~них, если, конечно, сталь .предназначена для инструмента, на-
гревающегося во время работы до близких температур. К;расностой-

ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СВОЙСТВА
кость инструментальной стали опрвделяется:процессами, протекающи-
ми в ней при отпуске после ~закалки. Эти,процессы в свою очередь обус-
ловливаются определенными легирующими элементами и будут рассмот-
рены в главе о быстрорежущей стали (см. стр. 443).
Т е р м и ч е с к а я у с т а л о с т ь, заключающаяся в образовании
сетки трещин или так называемой «сетки разгара» в поверхностном слое,
имеет большое значение у стали для горячих штампов и особенно для
пресс-форм литья под давлением (риис. 246). Аналогичная сетка наблю-
дается, как известно, также на поверхности канала орудийного ствола
и стенок изложниц.
Рис. 246. Сетка разгара на пресс-форме литья под дав-
лением медных сплавов. Х7
Образование сетки разгара на стенках изложниц, показывает, что это
явление не связано, непосредственно с наличием давления. Воздействие
давления (при горячей штамповке, впуске жидкого металла. от порохо-
вых газов и т. п.) несомненно способствует расклиниванию уже образо-
вавшихся на поверхности трещин (рис. 247). О б р а з у ю т с я же тре-
щины под влиянием переменных термических напряжений, возникаю-
щих при каждом температурном цикле. Расчет показывает, как и следо-
вало ожидать, что наибольшая амплитуда напряжений соответствует
поверхностному слою изделия и особенно углам. Это подтверждается
также данными табл. 66 [413] для пресс-формы литья под давлением
алюминиевого сплава.
В лабораторных условиях стойкость стали против термической уста-
лости определяют многократными повторными нагревами соответствую-
щих образцов до интересующей температуры и охлаждением их в вы-
бранной ~среде. На рис. 248 пока~вана полученная при таком исследова-
нии 13651 сетка трещин на образце из углеродистой стали.
Вопрос о том, какие свойства слали влияют на ее стойкость против
термической усталости, еще,не вполне выяснен. Из свойств, которые мо-
гут влиять на величину возникающих в поверхностном слое напряжений,
большое значение имеют коэффициент теплового расширения стали, про-
текание в ней,фазовых превраще~ний и температуры этих превращений.
На это указывал еще основоположник науки о металлах Р. К. Чернов
при анализе причин разгара канала орудий [415], назвав тогда свою тео-

404
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС7РУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
Рис. 247. Расклиниванне трещин (под слоем хрома)
у пресс-формы под давлением заливаемого жидкого ме-
талла. Х 100
Табл иц а 66
Повышение температуры в пресс-форме литья под давлением алюминиевого сплава
и остаточные напряжения в пресс-форме, вышедшей из строя после 19 тысяч отливок
Повышение температуры
с
Напря кения, кг/мм'
Расстояние
от рабочей
поверхности
Мм
Расстояние
от рабочей
поверхности
Мм
4
по отношению
к отожжен ному
состоянию
по отношению
к состоянию пос-
ле термической
обработки
за рабочую
смену
за одну
отливку
40 — бО
10 — 25
5 — 10
3 — 5
1
2
5
10
20
— 202, 0
— 163,0
— 19,6
0
0
рию физико-геометрической и считая, что она приложима также к горя-
чим штампам, изложницам и т. п. Пониженный и мало изменяющийся
с температурой коэффициент теплового расширения стали, отсутствие в
ней фазовых превращений или высокие температуры протекания послед-
них должны ум е ныл ать н ап р яжея и я.
Что касается способности стали п р о т и в о с т о я т ь в о з н и к ш и м
н а п р я ж ения м, то, по-видимому, она должна быть тем больше, чем
выше сопротивление стали отрыву. Однако то обстоятельство, что тре-
щины возникают после определенного количества циклов, а образование
их зависит от состояния ~поверхности и наличия на ней надрезов, приво-
дит к выводу [365] о сходстве этого процесса с явлением разрушения ме-

ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СВОЙСТВА
405
Рис. 248. Сетка трещин, получен-
ная на стали с 0,5'/о С после
400 циклов (нагрев 600', охлажде-
ние в воде с температурой
20 — 40')
Экспериментально было показано(366], что трещины при многократ-
ной закал~ке стали также образуются при напряжениях, значительно
меньших, чем сопротивление материала отрыву, что указывает на сход-
ство и этого процесса с явлением разрушения металла вслед(твие уста-
лости. Поэтому ~метод повторного нагревания (но не:поверхностного, а
общего) и охлаждения получил большое распространение для изучения
склонности ин сто у мент аль н ои стал и к за калочныiM
т р е щ и н а м, лричем количественно это свойство выражается обычно
числом закалок до ~появления первой трещины. Был:предложен также
13671 более совершенный метод, использующий закалку с,возрастающих
температур, но специального образца.
В результате таких исследований установлено, что вероятность полу-
чения закалочных трещин увеличивается с повышением темпе~)атуры за-
калки и уменьшается в том случае, если сталь немвдленно после за~калки
подвергнуть «кипячению» при 100' или требуемому для данного инстру-
мента отпуску. Это доказывает, что часть трещин образуется лишь через
некоторое время после закалки. По-видимому, в ряде,случаев ~пониже-
ние сопротивления отрыву, вызванное, длительным действием остаточных
напряжений (временной фактор), ~переве~шивает повы~шение прочности,
обусловленное отдыхом после закалки (см. 727].
Очевидно, что понижение ~сопротивления стали отрыву под влияни
ем того или и~ного фактора должно увеличивать вероятность образова-
ния трещин. Одним из таких факторов может быть упомянутое пониже-
ние степени атомного порядка в граничном слое при большой скорости
' Отсюда и термин «термическая усталость», введенный Л. А. Гликманом.
талла вследствие устало~сти '. Следовательно, он может происходить и
при напряжениях, меньших, чем сопротивление стали отрыву, и стой-
кость |против термической усталости у стали должна быть тем больше,
чем выше ее прочность при комнатной и особенно при ~повышенной тем-
пературе.
Проводившиеся нами (совместно с Р. Я. Хандрос) опыты быстрого
циклического высокочастотного нагрева поверхности стальных образ-
цов до 1100 — 1200' с ~промежуточным быстрым охлаждением показали,
что,на образцах и~з стали,перлитного класса уже после 300 циклов обра-
зуется сетка трещин. На сталях же, имеющих понижен~ный и мало изме-
няющийся до 400 — 500' коэффициент теплового расширения, после 500
циклов поверхность оставалась гладкой, покрытой тонким слоем плотной
окалины, без сетки трещин.

405
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
охлаждения [727]. Серьезным фактором является также укрупнение
зерна. Последним в большой степени объясняется и отрицательное влия-
ние повышения температуры закалки на трещинообразование, что под-
тверждается данными рис. 249 [366] для случая, когда напряжения в об-
разцах были одинаковые.
Таким образом, факторы, способствующие росту аустенитного зер-
на, должны усиливать склонно~сть стали к трещинообразованию при за-
калке. Эту склонность будут усиливать также любые факторы, вызы-
вающие дополнительные напряжения в системе или ~их конценграцию,
как например, скопления карбидов, неметаллические включения и т. и.
Уменьшение же опасности получения закалочных трещин может быть
достигнуто за счет специальных способов закалки, напр~имер прерывис-
той, ступенчатой и изотермической закалки, различных приемов [напри-
мер, 6681; для крупногабаритных инструментов сложной формы — замед-
ленным охлаждением в мартенситном интервале с регулируемой ско-
ростью, лучше обеспечивающее одновременность мартенситного превра-
щения во всем объеме инструмента [7281, и т. п.
Изменение р азмеров при закалке, как было показано в
ряде работ [669, 614], обусловлено главным образом тем, что мартенсит
имеет больший удельный объем, чем любая исходная структура стали,
до закалки. Влияние этого фактора может быть ослаблено двумя основ-
ными методами: 1) уменьшением разницы между удельным объемом ис-
ходной структуры и мартенсита и 2) уменьшением количества получае-
мого мартенсита. Первая цель может быть достигнута путем обработки
стали перед закалкой, например на сорбит, который,по удельному объе-
му ближе к мартенситу, чем перлит. Уменьшение же количества мар-
тенсита может быть достигнуто либо за счет неполной прокаливаемости,
либо за счет получения значительного количества, например игольчато-
го троостита путем изотермической закалки, либо за счет получения соот-
ветствующего количества остаточного аустенита. К последнему средству
наиболее часто прибегают для регулирования измепен~ия размеров, осо-
бенно у высоколегированных сталей. Но при этом необходимо учитывать
и то, что при последующем отпуске размеры изменяются в обратном на-
правлении: разложение мартенсита вызывает уменьшение, а превраще-
ние остаточного аустенита, наоборот, увеличение объема. Таким обра-
зом, путем регулирования температуры закалки и отпуска должно было
бы быть возможно добиться нулевого из~менения размеров или, по край-
ней мере, заранее учесть изменение размеров после закалки и отпуска.
В действительности, однако, это в большинстве случаев оказывает-
ся невозможным. так как изменение размеров, как правило, необратимо,
т. е. не устраняется полностью даже при последующем высоком отпуске.
Это означает, что изделие при закалке получает пл а сти ч ес кую
деформ а цию [670]. По этой причине относительное изменение
размеров по длине и по диаметру изделия неодинако~во. Кроме того, под
влиянием совокупности факторов часто при закалке цилиндрического
образ~ца его диаметр изменяется неодинаково по длине, и, удлиняясь,
образец принимает форму тела вращения или, наоборот, укорачи-
ваясь, — бочкообразную форму (коробление).
При наличии в структуре карбидной неоднородности, особенно в
сталях ледебуритного класса, например быстрорежущих, высокохроми-
стых и др., наблюдается а н из отр о пи ос ть изменения размеров, за-
ключающаяся в том, что в направлении, совпадающем с карбидными
строчками, размеры изменяются в большей степени, чем в перпендику-
лярном направлении. Так, ич рис. 250 [6711 видно, что с увеличением

ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СВОЙСТВА
407
степени обжатия относительное изменение размеров вдоль направления
деформирования увеличивается, а поперек уменьшается (см. рис. 291).
Анизотропность изменения размеров вызывает, следовательно, дополни-
тельную деформацию.
Склонность стали к деформациям при закалке предлагалось опре-
делять на образцах разных, размеров и формы. Удовлетворительные ре-
зультаты получаются на цилиндрических образцах диаметром 20 мм и
длиною 100 мм [670] или с отношением длины к диаметру равным 3 и,
в частности. с диаметром 15 мм для низколегированной и быстрорежу-
щей стали и диаметром 10, 15 и 20 мм для углеродистой [370]. Для пос-
ледней рекомендуется изучать деформацию на трех образцах разных
диаметров, чтобы учесть влияние прокаливаемости. Имеются, однако,
данные 1730] о малом влиянии величины и формы образцов.
Р,25
® 0pZ0
0/Х
0,10
ь 005'
0
ю
%t — 005
~ -010
1
g 50 70Ю УО g5
Степень обжатия, %
ОrO
Ь
~% g
О
:З б
Qe
~~г
О
~~ o
2 4 б 8 Ю 12 я
&lt;и по зак
Рис. 250. Изменение размеров
образцов длиной 100 мм и диа-
метром 20 мм из стали с 2% С
и l2'/о Cr вдоль {1) и попе-
рек (2) направления деформи-
рования в зависимости от сте-
пени обжатия. Закалка с 950'
в масле
«~
Рис. 249. Зависимость числа образ-
ыов из инструментальной стали, по-
лучивших трещины, от кисла зака-
лок в воде. Температура нагрева:
I — 800~; 2 — 900~; 8 — 1000~; 4 — 1100©.
Охлаждение в печи до ЖКР и закалка.
gl,еф î р и а ц и я стали, точнее, стальных изделий при закалке—
результат сложных процессов, изученных еще,недостаточно. На основа-
нии имеющихся в настоящее время экспериментальных данных можно
считать, что пластическую деформацию, вызывают термические и струк-
турные напряжения, а также напряжения, обусловленные различием ко-
эффициентов теплового расш~ирения у различных структурных состав-
ляющих, образующихся в стали во время охлаждения при закалке.
Высокие радиальные термические напряжения сжатия, возникаю-
щие во внутреннем слое закаливаемого изделия на первой стадии ох-
лажден~ия, могут вызвать сравн~ительно равномерную пластическую де-
формацию в этом слое, состоящем еще из аустенита и имеющем, высокую
пластичность. Величина этих напряжении, а следовательно, и деформа-
ция при прочих равных условиях будут тем больше, чем выше темпера-
тура закалки и чем больше скорость охлаждения. Продольные термиче-
сиие напряжения на первой стадии охлаждения могут вызвать также не-
который изгиб системы, что и наблюдается в действительности даже в
случае охлаждения с температуры ниже Ас1 (672]. На последней стадии
охлаждения, когда температура наружного и внутреннего слоев практи-
чески выравнялась, изделие может получить значительный изгиб в про-
цессе приближения к комнатной температуре, если внутренний слой име-
ет другую структуру с иным коэффициентом теплового расширения, чем
наружный. Систему в этом случае можно приближенно уподобить тер-

408
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
мобиметаллу. Такой случай наиболее вероятен в углеродистой или сла-
бопрокаливающейся легированной стали.
Различием коэффициента теплового расширения в продольном и по-
перечном направлении у стали с карбидной неоднородностью, очев~идно,
объясняется и анизотропность изменения ~размеров у такой стали [671].
В продольном направлении коэффициент теплового расширения меньше,
чем в поперечном. Поэтому при быстром охлаждении меньше сокращаю-
щиеся карбиды препятствуют сокращению основной массы, и размеры
по отношению к исходным в продольном направлении оказываются
больше.
Напряжения, возникающие в закаливаемом изделии за счет разно-
сти удельных объемов мартенсита и аустенита, частично релаксируют,
вызывая пластическую деформацию аустенита, в процессе охлаждения
ниже мартенситной точки. Эти напряжения при прочих равных условиях
тем больше, чем больше степень тетрагональности мартенсита, т. е. «м
выше содержание углерода в нем. Отсюда следует, в частности, что по-
вышение температуры закалки до некоторого предела должно приводить
к усилению и этого источника напряжений вследствие увеличения содер-
жания углерода в мартенсите. Это вызовет и большую деформацию, не-
смотря на то, что одновременно с этим понижается мартенситная точка
и увеличивается количество остаточного аустенита, т. е. уменьшается
объем, подвергающийся пластической деформации. При очень большом
кол~ичестве остаточного аустенита этот фактор может стать решающим,
и деформация уменьшится, несмотря на повышение температуры закал-
ки. Деформация может увеличиться и за счет дополнительных структур-
ных напряжений, обусловленных, например, неодно~временностью Вро-
текания мартенситного превращения по сечению изделия, л~иквацией, не
участвующими в превращении фазами, особенно карбидами, и т. п.
Отпуск высоколегированной инструментальной стали, вызывающии
превращение остаточного аустенита в мартенаит, все же приводит к нез-
начительной дополнительной деформации, по-видимому, потому, что в
этом случае мартенсит в процессе охлаждения образуется при более вы-
соких температурах. Поэтому он сам отпускается, имеет меньший
удельный объем вследствие обеднения углеродом и вызывает меньшие
напряжения. В противоположность этому превращение остаточного ау-
стенита при обработке холодом, не сопровождающееся отпуском обра-
зующегося мартенсита, вызывает заметную дополнительную деформа-
цию инструмента.
Значительное уменьшение деформации по сравнению с обычной за-
калкой в масле должна давать ~изотермическая за~калка q разложением
аустенита в промежуточной области подкритичесиих температур. Дей
ствительно, при этом будут меньше не только термические, но и струк-
турные напряжения, так как игольчатый троостит имеет меньший удель-
ный объем, чем мартенсит. Наконец, количество получающегося при
этом остаточного аустенита значительно больше,,чем при обычной за-
калке в масле. Именно такое влияние изотермичеакой закалки на де-
формацию наблюдается экспериментально на быстрорежущей и на низ-
колегированной ин~струментальной стали [370, 666].
Предложенная в последнее время теория [673, 3701, согласно кото-
рой меньшая деформация при закалке получается также в том случае,
если сталь обладает большей прочностью при камнатнои температуре
(точнее — к моменту окончания мартенсигного превращения), нам ка-
жется мало достоверной. Действительно, во время закалки пластической
деформации подвергается не вся сталь, а толыко аустенит, и не в конце,

ФАКТОРЫ И ПРОЦЕССЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СВОЙСТВА
409
а в начале и по ходу ма~ртенситного превращения. Исследования пока-
зывают [729], что в высокоуглеродистой стали получение около 20'/О
мартенсита приводит уже к резкому понижению пластичности аустени-
та. Наибольшая вероятность пластической деформации аустенита под
воздействием термических напряжений, в отличие от того, как это счи-
тают авторы, существует не к моменту достижения комнатной темпера-
туры, а в начальной стадиями, когда резко охладился наружный слой.
Кроме того, определяемая п~ри комнатной температуре прочность зака-
ленной инструментальной стали характеризует в основном ее сопротив-
ление отрыву, а не сопротивление пластической деформации, и влиять
на деформацию не может. В частности, на основании этой теории авторы
считают, что увеличение деформации стали при повышении температуры
закалки объясняется ростом зерна и понижением прочности, а ан~изо-
тропность изменения размеров при наличии в стали карбидной неодно-
родн~ости — анизотропностью ее механических свойств. Между тем ук-
рупнение зерна понижает х р у п к у ю прочность стали, что сопровож-
дается знач~ительным понижением ее пластичности. Следовательно, по
этому признаку укрупнение зерна должно было бы не увеличивать, а
уменьшать деформацию стали при закалке. Что касается карбидной не-
однородности, то в соответствии с этой теорией меньшее изменение раз-
меров должно было бы наблюдаться в направлении карбидных строчек,
в котором прочность выше, тогда как в действительности наблюдается
обратное.
Изменение размеров закаленной инструменталь-
н о й с т а л и в о в р е м е н и является результатом двух основных
процессов, влияющих в разных направлениях: разложения мартенсита,
протекающего очень медленно при комнатной температуре, и превраще-
ния остаточного аустенита, которое также протекает с малой скоростью
при комнатной температуре (стр. 182) даже в том случае, когда сталь
была подвергнута низкому отпуску, стабилизирующему остаточный
аустенит. Таким образом, с точки зрения постоянства размеров во вре-
мени, остаточный аустенит вреден и должен быть превращен в мартен-
сит соответствующей обработкой.
Чувств ит ель н ость инструментальной стали к п е р е~гр е-
в у, имеющая, как эпо следует из сказанного выше, очень важное
значение для ее механических свойств, склонности к трещинообразова-
нию прои закалке и т. и., подчиняется общим закономерностям, изложен-
ным на стр. 91. Несмотря на то, что большинство инструментальных
сталей имеет высокое содержание углерода, сильно способствующего
росту зерна, по нашему мнению, вследствие значительного ослабления
им сил межатомной связи в р~ешетке аустенита, эти стали до определен-
ной температуры не обладают большей чувствительностью к перегреву,
чем конструкционные. Объясняется это тем, что в них содержатся более
ил~и менее стойкие карбиды, связывающие при температуре нагрева
часть углерода. Кроме того, очень мелкие карбиды часто располагаюг-
ся по границам зерен, препятствуя их ~слиянию. Наконец, и основные ле-
гирующие элементы, растворенные при температуре нагрева в аустени-
те инструментальных сталей, тормозят рост зерна. Если же карбиды при
той или другой температуре перегрева диссоци~ируют, так что весь угле-
род переходит в раствор, то в инструментальных сталях, как и следует
ожидать, зерно укрупняется весьма интенсивно.
О п р о к а л и в а е м о с т и инструментальной стали к тому, что
было уже сказано ранее на стр. 145, здесь следует только добавить, что
для углеродистых и очень слабо прокаливающихся легированных ин-

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
410
3. РОЛ Ь И ВЛ ИЯ Н И Е Л ЕГИ РУЮЩИХ ЭЛ ЕМЕНТОВ
И УГЛЕРОДА В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЯХ
Рассмотрев в предыдущем разделе физико-химические процессы,
определяющие важнейшие служебные и технологические свойства ин-
струментальных сталей, перейдем теперь к рассмотрению той роли, ко-
торую играют легирующие элементы, а,в связи с ними и углерод, в до-
стижении этих свойств в результате их влияния на соответствующие фи-
зико-х~имические процессы. Это рассмотрение будем вести отдельно для
сталей разного назначения, так как преобладаюц~ие свойства для них,
вообще говоря, различны.
А. РЕЖУЩИЕ УГЛЕРОДИСТЫЕ И ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ
От углеродистых и низколегированных сталей для режущих инст-
рументов требуется высокая твердость и износостойкость, высокая проч-
ность при удовлетворительной пластичности и вязкости. Кроме того,
они должны обладать определенным минимумом технологических
свойств, перечисленных в начале главы.
струментальных сталей в Советском Союзе (см. ГОСТ 1435 — 54) и н
ГДР и ФРГ принят метод определения прокаливаемости в плавочном
контроле, заключающийся в том, что предварительно отожженные об-
разцы квадратного сечения 20 X 20 мм (в ГДР и ФРГ в последнее время
— 25 X 25 мм) и длиною 100 мм (в ГДР и ФРГ — снабженные посере-
,дине надрезом глубиною 3 мм) закаливают в воде с трех температур:
760, 800 и 840'. Сломав закаленные образцы, определяют вид излома и
толщину закаленного слоя. Полученные результаты оцениваются баллом
по стандартной шестибалльной системе. Рекомендуют определять при
этом также твердость в сердцевине каждого образца [3701. В США для
этой же цели применяется проба под названием P-F (Penetration-
Fracture-Test), при которой на цилиндрическом образце диаметром '/4
дюйма, закаленном с заданной температуры, определяется глубина за-
каленного слоя и величина зерна. Результаты оцениваются дробью, в
которой числитель означает глубину закаленного слоя в 64-х долях
дюйма, а знаменатель — номер зерна по стандартной шкале. Количест-
венное влияние элементов на прокаливаемость рассматривается ниже
(стр. 411).
Ш л и ф у е м о с т ь имеет наиболее важное значение для высоко-
легированных инструментальных сталей, главным образом для быстро-
режущих и высокохромистых, но представляет известный интерес и для
других типов стали. Для определения и тем более для количественной
характеристики шлифуемости стали еще не разработано единой мето-
дики. В американской литературе сообщается [674], что наиболее удов-
летворительные результаты получаются, если при одном и том же шли-
фовальном круге и одинаковых условиях испытания характеризовать
шлифуемость стали безразмерной величиной, представляющей собою от-
ношение снятого объема испытуемой стали к изношенному объему шли-
фовального круга. Проведенные по такой методике исследования под-
твердили, что шлифуемость инстрчментальных сталей в решающей сте-
пени определяется твердостью содержащихся в ней карбидов, а следова-
тельно, у одного и того же типа стали зависит от количества и распреде-
ления карбидов. Примеры, подтверждающие это положение, приведены
на рис. 284 и 295.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
411
Вьгсокая твердость мартенсита, обеспечиваемая углеродом, может
быть получена и у углеродистой стали. При заэвтектоидном составе уг-
леродистая сталь обладает и высокой износостойкостью при нор~маль-
ных и несколько повышен~ных температурах нагрева инструмента. Пос-
ле низкого отпуска углеродистая сталь по механическим свойствам
также практически равноценна легированным (рис. 242, а и б). А так
как углеродистые стали — дешевый материал и хорошо обрабатыва-
ются давлением и резанием,,их широко применяют для изготовления
инструмента~в, не подвергающихся в условиях работы по~вышенному
нагреву.
Главный недостаток углеродистой инструментальной стали — ее ма-
лая прокаливаемость со всеми вытекающими отсюда последствиями.
Хотя критическая скорость охлаждения с содержанием углерода силь-
но уменьшается (см. рис. 99), а содержание углерода в углеродистой
инструментальной стали колеблется от 0,7 до 1,3 — 1,40/о, все же регу-
лировать прокаливаемость за счет углерода мож~но лишь в очень уз-
ких пределах и только до эвтектоидного его содержания. Заэвтехто-
идная сталь закаливается приблизительно с той же температуры (770—
790'), что и эвтектоидная, во избежание получения крупного зерна и по-
вышенного количества остаточного аустен~ита. Заэвтектоидные карби-
ды, следовательно, не переходят в раствор и поэтому даже понижают
прокаливаемость. Кроме того, как указывалось на стр. 112, и в случае
нагрева до температуры выше Ас устойчивость аустенита в перлит-
ной области у заэвтектоидной стали меньше, чем у эвтектоидной.
Для некоторых инструмента~в низкая прокаливавмость углероди-
стой стали используется с целью получения в сердцев~ине повышен~ной
вязкости. Однако для большинства режущих инструментов низкая
прокаливаемость, как уже указывалось, является серьезным недостат-
ком. Прокаливаемость углеродистой инструментальной стали в неко-
торой степени можно регулировать за счет. исходной структуры и тем-
пературы закалки. Однако исходная структура обычно выб~ирается из
соображений обрабатываемости резанием в отожженном состоянии
и пластичности и вязкости ~в закаленном состоянии. С точки зрения
этих свойств наилучшей является исходная структура с верн~истой фор-
мой цементита (баллы 3 — 7 по ГОСТ 1435 — 54) .
Возможности регулирования прокаливаемости за счет температу-
ры закалки также ограничены, так как повышение температуры за-
калки ведет к укрупнению зерна, сопровождающемуся сильным пони-
жением хрупкой прочности, пластичности и вязкости и усилением скло~н-
ности к закалочным трещинам. При этом увеличиваются также терми-
ческие,напряжения и, соответственно, деформация при закалке.
Наиболее эффективно прокаливаемость углеродистой инструмен-
тальной стал~и можно регулировать за счет содержа~ния примесей, оста-
точных и специально вводимых элементов. Как было упомянуто,в гла-
ве о закали~ваемости и прокаливаемости стали, многие элементы ока-
зьгвают различное к о л и ч е ст в е н,н о е влияние на прокаливаемость
(ка~к перлитную, так и игольчатотрооститную) в среднеуглерод~истой
стали типа конструкционной и в высокоуглеродистой типа инструмен-
тальной. Поэтому целесообразно привести здесь дополнительные дан-
ные о влия~нии важнейших легирующих элементов в инструменталь-
ной стали на ее прокаливаемость. Такие данные мы приводим только
для случая закалки стали с температуры до 850', так как закалка с
более высоких температур почти не используется.

° °
° е
° б
° ) ° °
й ° ° °
° е
° ф °
в Э
9 °
й °
° °
о Э
° Э а
° й
° в
ю
й ° ° )
° 9 )
° ° Э в ° °
° 11 11
й
в
° В В
9 ° г е ° е °
Ф ° ° I J
° ° J й °
ее °
° 11 11
° ° ° е °
° °
° °
В °
й °
° °
В
° °
° е
9 ° в
° е
9 ° ) ° ) °
° И 11
й
) Э r
Э
Э й
° б J й
r'ã Г
. '~аГ
„Ф» аИЙЙИ
/ / / / / // / //
ri & t
/ / / /
// l / /
е ° ° °
° ° 3 &
° ° ° ° Ф °
° ! ° °
° ° ° е
° В °
° j °
° е б
Я й
В 1
1
° e~ Э ° в ° °
° ) Э
° ) °
й
° ° I
В Э б
Э °
° ° J r ° r ° °
° °
Э V
° °
° ) ° °
9 ° В j й
° ° J б
J Э
J 9 й ° °
В й
) °
° 9
й °
° II 11
° J °
° 9 ° °
Э °
ю
° J - Э
Э ° б J б
° ° ° °
° е °
Э )
° °
° ° j 9
J ° °
° °
° е °
й ° °
° 11 Il
° й
° Ф
° й б
й °
° r e ° ° °
е °
° ° °
° й
° J 9 ю
° ° ) 4 °
) °
) °
° °
й
° в
° °
° е
° й ° ° й
б
9 °
) ° в Ф 4
° ) ° °
° J 9
° й
° й
9 ° J 9
° °
Э
В й
° в
Э ° "r ° ° J ° - Э ° °
ИИИИ
фР~ ф
5gw4
,ии~~ийи

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И У'ГЛЕРОДА
413
критического диаметра для стали, подвергнутой нормализации пе-
ред закалкой, к идеальному критическому диаметру для стали с обыч-
но сообщаемой ей структурой зернистого цементита показан на
рис. 253 [70]. Влияние величины зерна учитывается при определении
идеального критического диаметра основы, и расчет ведется так, как
было описано на стр. 158. Приведенные значения коэффициентов M Iî-
жителей справедливы только для слччая закалки стали с 800 — 850' и
до величины идеального критического диаметра около 125 мм.
Приблизительно такое же влияние элементов (за иоключен~ием
кремния) было найдено и в других ~исследованиях, как это видно, на-
пример, из данных, пркведенных в табл. 67 [70, дискуссия].
&lt
~ ~р
f,
6
ч~ &l
Ъ
@ 0
7
~о
0
Ъ
~~~м~
ъ, Ъ
Г
'~ ъ б
Г
Г
р
'Ъ ~
Г
~)
Кдеовьныи критический дцаиевр при среро-
а8аироданнсо исходной структуре, дюймы
/10
C,%
Рис. 252. Поправочные кри-
вые для коэффициентов-
множителей при изменении
содержания углерода в ста-
ли от 0,9 до 1,1'/о
Рис. 253. Соотношение между идеальными
Критическими диаметрами нормализованной
легированной стали с 1% С и стали со сферо-
идизированной исходной структурой
Что касается .кремния, то степень его влияния на прокаливае-
мость по рис. 251, а и б со~вершенно недостоверна '. Более правильны
для кремния, безусловно, данные табл. 67, из которых следует, что он
равноценен в этом отношен~ии марганцу или даже несколько превос-
ходит его. Это подтверждается также многолетним производственным
ОП&gt;lT
Из табл. 67 видно, что вольфрам и вана~дий при обычных услови-
ях закалки понижают прокаливаемость инструментальной стали. По
мнению а~второ~в [70, дискусси~я] это объясняется уменьшением этими
элемента~ми количества углерода, раство~ренного в аустените. Однако
по этой причине прокаливаемость стали с 1% С, как это следует из
рис. 252, может понизиться только при большо~м количестве этих эле-
ментов в стали, когда концентрация углерода в аустените становится
ниже эвтектоидной. В действительности влияние вольфрама и вана-
дия в малых количествах связано, по-видимому, с увеличением коли-
чества не растворившихся при 790' карбидов, что усиливает их заро-
-дышевое действие при последующем охлаждении. Вне раствора в этом
случае остается также значительная часть самих вольфрама и ванадия.
На рис. 254 [82] показано влияние хрома, никеля, марганца, мо-
либдена и кремния на и г о л ь ч а т о т р о о с т и т н у ю прокаливаемость
стали с 1% С (а также влияние самого углерода), причем количест-
' Пологому у кривых для кремния нами поставлен знак вопроса.

414
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
Таблицa
Влияние легирующих элементов на прокаливаемость стали
с!о С
Глубина
прокаливщегося
слоя, мм
Состав
стали
Приведенный '
коэффициент-
множитель
Балл
зерна
2,2
7,2
Основа
!/о S&
1,49
1
8—
4
10~~ Mn .
6,4
1,46
!О Сг
6,4
1,22
1
9—
4
14 Ni
4,0
1,17
1
9—
4
10~~ Мо
2,05
8,8
1
9—
4
1,8
0,86
1
9—
4
2,2
0,92
П р и м е ч а н и е. Термическая обработка: 1) 870', 40 мин., ох-
лаждение в масле; 2) 790, 12 мин., охлаждение в соляном растворе
(Н 5,0). Диаметр заготовки 32 мм.
1 К основе стали, которой соответствуют рис. 251 — 253.
венной характеристикой здесь также служат коэффициенты-множите-
ли. Эти данные позволяют рассчитать идеальный критический диа-
метр, соответствующий получению в центре заготовки 80О/, мартенсита,
при сфероидизированной исходной структуре и закалке с 830'. Из
рис. 254 видно, что по влиянию на игольчатотрооститную прокаливае-
мость кремний превосходит все другие элементы. Это согласуется также
с фактом, что кремний сильнее замедляет разложение переохлажденно-
го аустенита в промежуточной подкритической области, чем в перлитной
(см. рис. 65). За кремнием следуют молибден и марганец. Наиболее
слабо и в этом случае влияют хром и никель. Углерод понижает и
игольчатотрооститную прокаливаемость. Так как устойчивость пере-
охлажденного аустенита в промежуточной области с повышением со-
держания растворенного углерода все время усиливается (см. табл. 10),
то следует полагать, что понижение им прокаливаемости в данном слу-
чае является результатом зародышевого действия нерастворившихся
карбидов.
Из обычных примесеи сера, как и в конструкционной стали, не-
сколько понижает прокаливаемость, очевидно, за счет связывания не-
которого количества марганца. Фосфор, наоборот, заметно повышает
прокаливаемость. Так, при увеличении среднего содержания фосфора
с 0,015 до 0,04o/, глубина прокалившегося слоя увеличивается при-
мерно на 25О/р.
Однако далеко не всегда можно использовать те легирующие эле-
менты, которые наиболее эффективно, повышают прокаливаемость, так
как необходимо учитывать также их влияние в других направлениях,

415
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
экономичность и др. Поэтому нельзя считать удачными попытки делить
углеродистые инструментальные стали по их прокаливаемости, как это
предлагалось, например, в США, на группы по признаку с у м M ы
р а з н ы х элементов и примесей. Так, фосфор понцжает пластичность
и вязкость стали, вследствие чего его содержание ограничивается
0,03 — 0,035%. Молибден способствует обезуглероживанию и, кроме то-
го, ~неэкономичен. Марганец, также значительно повышающий прокали-
9
025 05 Q 75 &l ;0 25 15 75
~ 05
Содержание эпеменаа, %
Рис. 254. Влияние хрома, никеля, марганца, молибдена
и кремния на игольчатотрооститную прокаливаемость
стали с 1% С
ваемость, способствует укрупнению зерна, что понижает механические
свойства, дополнительно увеличивает количество остаточного аустени-
та и усиливает опасность получения трещин. Поэтому верхний предел
содержания марганца в углеродистой стали обычно опраничивается
0,3 — 0,4%, и только в советском стандарте 1954 г. оставлена сталь ти-
па У8Г с 0,35 — 0,60% Мп.
Х р о м, в большей или меньшей степени препятствующий росту
зерна, может и должен быть использован для повышения прокаливае-
Рис. 255. Влияние хрома на прокали-
ваем ость углеродистой инструмен-
тальной стали с 1% С (закалка
с 790')
0 &l ;0 0 20 30 40 0
Сг, lc
мости углеродистой инструментальной стали гораздо шире, чем до сих
пор. Хотя он влияет в этом напра~влении значительно слабее марганца,
однако, как видно из рис. 255 [697], повышение содержания хрома до
0,4 — 0,5% в стали с 1% С увеличивает глубину закаленного слоя в об-
разце диаметром 25 мм в 2 раза. В то же время хром в таком количе-
стве практически не ухудшает обрабатываемости стали давлением и ре-
занием. В Советском Союзе получили применение стали, содержащие
около 0,6% Сг при 1,1% С (сталь ШХ6) и 0,65% С (сталь 65Х).
о ~5
3g,J
0
1
р r,5
1
~~ rî
б
Ф
Ю
'к 5'
Ю
' 4
0
% 3
0

° ° е з
° ° °
! ', ЭЭ ФФЭ~
)
б
° °
4 ° r
J ° I
° 4 °
° Я °
о °
Ь ) °
а ° °
° е в
б ° °
а ф ° а б
° °
1 ° ~ Э ' I ° . ) °
б еI l e ~ °
1 ° 1 I 1 д 3 ° 3
1 1
11!
е
е
1
еЭ ° 11 еai !
° в ° ! ° ! ° ! °
° !
° ° ° ° ° °
° ! ° r °
° ° °
о °
° °
° ° б
° е J °
б
° °
б М °
° в
° ° ° °
° ° i °
ф ) °
° е ° ° °
ф
i ° I
° ° ю
° а
° Ф
° а б
° в
Э ° s~ е °
° В
б ° °
ЭrsåJ
° ° б j б
J ° °
° б
° ° °
Э Ф
° J °
Эеi
е °
° ° ° °
е
б ° а ~ °
о °
° ° е
А ве
° е °
° °
3 °
° ° ф в
е б °
° °
° J
° Ф
° ° Ф
° °
° е °
° ° °
° в °
° ° в
° J
° s ° J
° б °
° °
° ° ю
а
4
° °
° J °
° °
° В
а
° в
б
Ю
° ° б б ° °
° °
O
в °
б ф
° В
° ° J
е ° °
г ° ° 3
° °
° а
в °
° а
° ° ° °
Э ф
а еа
а
° а у б
° в
° б
° °
Э °
° Э
° б
I
° ° !
I ' I
° в 9 °
° ° е ° е
1
I °
1 е
I e
1 °
1 °
I C
° !
° ! °
е
I ' ).
t
в °
в
° е ° ° ° ° ° °
1
° ° °
11
1 ° ° °
I ° ° е
11

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
в сталь с 0,8 — 0,9 С и 0,45 — 0,70О/р Сг в Советском Союзе (85ХФ).
Содержание в этой стали хрома позволяет закаливать изготовленные
из нее инструменты небольшой толщины в масле, что способствует
уменьшению деформации и опасности получения трещин. В последнее
время, как можно видеть из табл. 69 [701], стали, в которые одновре-
менно вводятся и до 0,5'/& t; С и до 0,250/ V, применяю с в С
Особо следует сказать о роли кремния, который уже при содер-
жании ero в количестве около 0,2'/o ïoâûøàåò прокаливаемость угле-
родистой и низколегированной слабоп~рокаливающейся инструменталь-
ной стали (также рис. 254). Од~како кремний отрицательно влияет на
ее технологические свойства. В одном из последних исследований [697],
имевшем целью изучение причин влияния металлургических факторов
на прокаливаемость таких сталей, было показано, что до раскисления
кремнием сталь имела низкую прокаливаемость, но малую склонность
к закалочным трещинам и к укрупнению зерна. Введение же неболь-
шого количества кремния увеличило п~рокаливаемость стали, HQ повы-
сило ее чувствительность к закалочным трещинам и перегреву. Одно-
временная присадка алюминия устранила вредное влияние кремния.
Эти результаты авторы считают, неожиданными и трудно объяснимы-
ми. По-видимому, QHH связаны с явлениями, наблюдавшимися в опытах
С. М. Баранова и описанными подробней на стр. 258 и 283 примени-
тельно к конспрукционной стали. Практически было бы интересно ис-
следовать сталь, раскисленную за счет углерода и алюминия, а с целью
компенсации пониженной прокаливаемости ввести в нее некоторое ко-
личество хрома.
Изыскание других путей повышения .прокаливаемости углеродистой
и низколегированной инструментальной стали показало [697], что по-
вышение содержания азота с 0,004 до 0,016'/о (путем применения азо-
тированной железной стружки) одновременно с введением алюминия
также повышает прокаливаемость и способствует образованию более
мелкого зерна.
Прокаливаемость, наряду с количеством остаточного аустенита,
оказывает большое влияние на изменения размеров и деформацию при
закалке углеродистой и низколегированной инструментальной стали.
При сквозной закалке изменение размеров должно быть велико, так как
количество остаточного аустенита в таких сталях мало. Должна быть
велика и деформация, так как аустенит может пластически деформиро-
ваться и по ходу мартенситного превращения образующимся мартенси-
том, и при более высоких температурах за счет термических напряже-
ний 1 рода. В образцах же большого диа|метра, прокаливающихся на
небольшую глубину, изменение размеров должно быть сравнительно
мало, так как оно обусловливается ~в основном тольио увеличением
объема закалившегося на мартенсит наружного слоя. Должна быть
значительно,ме~ньше и деформация, которая ~в этом случае определяет-
ся главным образом возможностью пластического деформирования
аустенита при повышенных температурах за счет термических напря-
жений 1 рода. Это подтверждается и экспериментально. Так, на об-
разцах диаметром 5 мм (из стали У12), закаленных в воде, наблюда-
лось в три,раза большее относительное изменение размеров и большая
деформация, чем у хромомарганцево-вольфрамовой стали ХВГ, зака-
ленной в масле (6691. На образцах же диаметром 20 мм и длииой
100 мм наблюдавшееся изменение размеров составляло только 0,17'/о
по диаметру и 0,22О/о по длине [697]. Для сравнения укажем, что при-
близительно такое же изменение размеров получается у хромокремни-
с1ой стали 9ХС при закалке ее в масле.

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС1 РУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛЬ
418
Естественно, что меньшую деформацию можно было бы получить
при ступенчатой закалке, что, впрочем, для инструментов малого се-
чения, охлаждающихся с достаточной скоростью и в горячей среде, мо-
жет быть использовано и практически.
Для сообщения стали высокой п рок ал ив а ем ости, обес-
печивающей сквозную закалку инструментов значительного сечения да-
же при охлаждении в мягких средах, в нее вводится повышенное коли-
чество легирующих элементов, составляющее обычно в сумме от 1 — 1,5
до 3%. 3а счет введения определенных легирующих элементов дости-
гается также улучшение того или иного служебного свойства стали
для режущих инструментов. например повышенная износостойкость,
особенно необходимая при резании весьма твердых материалов. Такие
стали для режущих инструментов в дальнейшем будем называть лег-
ии ров а н н ы м и (в отличие от упомянутых выше н из кол егиро-
в а н н ы х, содержащих обычно меньше 1% легирующих элементов).
0
70
60
М
~бО
455
' 50
РО 50 &lt 00 50 ОО 750 00
ТЕмаЕратура OmnyCNa, 'С
„~о
~о 4О
' ЗО
О 100 РОО 300 400 500 600
ТЕмаЕратура OmnyCNa, 'С
Рис. 256. Изменение твердости закаленных низколегированных инстру-
ментальных сталей при отпуске:
a — хромистые стали; погщолжительность отпуска 1 час: 1 — 1,07% С. 0,05% Сг;
& t; Ђ” 1, 7% С, 0,82 /o r 8 Ђ” 1, 7% С 1 6% r 6 Ђ” сложнолегированн е, прод
жительность отпуска 20 час.; I — Й1-Сг: 1-1,5-1,о; 2 — С-Мп-Сг-W: 1-0,8-1-1,5;
3 — С-Сг-W 1-0,5-1
По устойчивости мартенсита,п~ротив отпуска легированные инстру-
ментальные стали, как это следует из общих закономерностей (стр. 180).
не обладают заметными преимущества~ми против углеродистой. Так,
из рис. 256, а видно, что введение хрома сказывается только после от-
пуска при средних и высоких температурах вследствие того, что твер-
дость феррита повышается за счет растворенного в нем хрома, а также
вследствие большей дисперсности карбидной фазы. При отпуске же до
250 — 300', как видно из рис. 256, б 1910], только у хромокремнистой ста-
ли типа 9ХС (кривая 1) падение твердости значительно меньше, чем
у углеродистой, хромистой' и др. (при сравнении следует учитывать,
что кривые рис. 256, а соответствуют продолжительности отпуска 1 час,
тогда как кривые ~р'ис. 256, б — 20 час.).
По меха~ническим свойствам легированные стали (рис. 242, а и б)
превосходят углеродистые только в закаленном состоянии, а после низ-
кого отпуска теряют это преимущество. Объяснить это можно том, что
в закаленном состоянии сказывается влияние легирования на повыше-
ние хрупкой прочности феррита. При низком же отпуске из ма~ртенси-
та в углеродистых сталях выделяется несколько больше углерода, чем
в легираванных, |о чем можно судить, например, по данным табл. 13.
А так как малые и средние количества углерода наиболее сильно влия-
ют на прочность межатомной связи в мартенсите, то сопротивление о1'-
рыву углеродистых сталей при огпуске растет интенсивней, чем в леги-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Таблицз 70
Механические свойства стали У9 на плоских образцах размером 4&gt;(6& t;
в зависимости от условий охлаждения при закалке
Условия отпуска
Условия закалки
Твердость
С
Стрела
прогиба
ММ
ИЗГ
К8/ММ~
выдержка
часы
температура
'С
температура
oG
охлаждение
Таким образом, основная цель легирования стали для режущих
инструментов заключается в повышении ее прокаливаемости и изно-
состойкости. Хотя хром, как видно из рис. 251 и 254, слабее других
элементов повышает и перлитную и игольчатотрооститную прокаливае-
рованных, и значения их хрупкой прочности после отпуска при 175—
200',приблизительно выравниваются. Только при более высоких тем-
пературах отпуска хрупкая прочность легированной стали выше
(сталь Х, рис. 242, б), чем у углеродистой. Кремний, как и следовало
ожидать по аналогии с его влиянием в конструкционной стали и в фер-
рите, по причине, предположенной на стр. 228, понижает пластичность
и хрупкую прочность (сталь 9ХС, рис. 242, б). Еще ниже пластичность
и хрупкая прочность стали ХГ, содержащей 1,36'% С и имеющей зна-
чительно выраженную карбидную неоднородность.
Остаточные напряжения, как уже указывалось на стр. 402, прак-
тически не должны сказываться на прочности закаленных и низкоот-
пущенных сталей, особенно при испытании их на изгиб. Следует за-
метить, что Ю. А. Геллер [666, 370] считает роль остаточных напряже-
ний преобладающей. ПО ero мнению, пониже~нные механические свой-
ства углеродистых сталей по сравнению с легированными в закален-
ном состоянии объясняются главным образом тем, что первые охлажда-
ются в воде и приобретают ббльшие остаточные напряжения, чем леги-
рованные стали, охлаждаемые в масле. Отпуск же приводит к вырав-
ниванию,механических свойст|в потому, что при этом снимается ббль-
шая часть остаточных напряжений. Главным доводом в пользу решаю-
щей роли остаточных напряжений о~н считает приводимые в табл. 70
[666] данные для стали У9, из которых должно следовать, что после сня-
гия остаточных напряжений в процессе отпуска механические свойства
различно охлажденной стали выравниваются. Однако если даже пред-
положить, что в растягиваемой при изгибе зоне прирост остаточных на-
пряжений при охлаждении в воде по сравнению с охлаждением в ма".-
ле идет целиком за счет растягивающих напряжений, то этот прирост
по данным табл. 70 должен составлять около 65 кг/мм', что в образцах
толщиною 4 мм едва ли возмож~но. Кроме того, отпуск при 150;в тече-
ние 1 часа снимает, как известно, только около 30% остаточных напря-
жений, что подтверждается и данными самого автора [370, рис. 88]. Сле-
довательно, закаленные в воде образцы после отпуска должны были бы
иметь прочность во всяком случае не больше 140 — 150 кг/мм' вместо
получаемых 190 кг/мм2. В действительности различие в значениях проч-
ности у стали, закаленной в воде и в масле, объясняется,,по-видимому,
получением различной степени атомного порядка в граничном слое зе-
рен (см. также стр. 401).

в ° °
а ° ° V
° ° °
° ° 1
° е °
° в °
° ° а ° °
Э ° ° ° ° ° ° ) 9
1 ° °
° °
° е °
й ° °
° r
° ° ° в °
° ° ° Ф в ° °
Э ° ° ° ° ° е
° Ф
° ° е r
° Э °
е ° °
° °
° 1 ° °
Ю °
1 ° ю 1
° °
е в
° ° ° ° е ° в
° Е r ° J ° °
1 J ° в Э °
° ° е °
Ф °
° Э ° J ° s
° °
9 °
° °
° ° °
в °
Э ° °
° ° ° . J
9) 49
Ф в °
° I ® ) °
в ° °
° ° °
° ° в °
в ° в
° °
1 Ф ) е
° °
9 °
° °
° ° е °
° ! 9
Ф е е ю ° е
е ° ° в °
° à ° J ° 1 ° J ° . ! °
° °
° °
Э ° J
° °
° е
° ° 1 r ° в ° ° ° °
° r
е °
й
° J
° ° °
в °
° °
,в ° ° J ° ° ° а
Ф
° !
° °
° ° J
° °
° ° в ° ° ° J 1
° в °
° Ф
° °
° в °
° ° ° ° ° ° ° е
° ЭЕ J ° ' ° Ю ЕЭ ° J °
° е
Э °
Ю ° Э °
) °
° °
°, ) °
° ° °
° °
° Ф
Э ° ) ° ° ° 1 ° °
Э ° ) ° в
° ° °
° ° 1 °
1 °
° °
° в ) °
ю ° °
I °
° ° е е
1 ° r s r ° °
° 9 ° J ° ° ° I ° °
а s ° ° ) °
° ° J Эвев в Ф
° ° в
1 Ф
° ° °
° J s ° °
° °
1 °
° ° °
° ° °
° е
Э
° ° ° °
° ° Ф
° ° ° 9 °
Э °
° Ф
° е
° ° Э
° ° °
° в ° °
° ° °
° в
в °
в °
Э °
° ° 1
° Э ° ) ° в; Э 1
1. 1.). °
ф °
° Э ° ° ° ° в
) ° I Э
° ° ° r
° °
° Э Э
! )
Ф Ф J Э
° ) ° ° Э
ю ° °
Э
в °
ф ° °
е
° °
° Ф
° й
° в °
° ° ° )
° ° . °
е
) ° °
° °
1 е J Ф
° Ф
° °
J °
° е
в ° O
ю °
1
1 ~ °
е ! I!
° ° вв
1 i~,
9 4
в °
в ° ° °
в
~ °
1 °
t °
I
в
I Ia"
!
I °
t
1
° 4
Ф
° °
° °
° !
° 4
° 4
° °
° !
° t
° 4
° 4
° 4
° °
11 ° Э
° °
° е Э ) °
в ° ° в
° s )
° в в ° °
° Ф 1 J °
Ф °
° ° °
° ° 9 °
° 11 99 ° в 9 ° J °
° Ф ° )
° ° Эв вв ° Э °
° ° Ф
в
° ° ) е ° °
1 ° ю ° r эв °
е ° ) ф
1 ° 1
I ° 4 4
° в
t at °
° ° °
I I" ° °
1
4
I
° °
t I
4
в
е ° I I °
° ! 1 в
° ° I I
° ° ° 1

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
421
Таблица 72
Состав метастабильных и стабильных карбидных фаз, выделяющихся
из аустенита при 700' в стали с разным содержанием вольфрама и углерода
Состав выделенных карбидных фаз
Атомное
W
после отжига при 700
в течение 2000 час.
после изотермической
выдержки в течение
10 час. при 700
отношение
W: С
%
%
гезс + WC
Резс+ Wc
Резс+ Wc
РезС+ WC
Еезс+ Wc
WC + FesC
WC+ Гезс
юс+ м,с
WC~ u,С
М,с+ Wc
0,033
0,06~
0,15
0,19
0,23
0,40
0,67
1,32
1,57
1,96
"езС
Резс
М2зсв
N2-,3C6
Мззсв + МвС
Мззсв + МвС
м.,c +-м,с
h1ec+ Мзсв
Msc+М;scs
Мвс
0,98
1,16
0,65
0,89
0,55
0,59
0,60
0,27
0,34
0,32
0,49
1,16
1, 0
2,62
1,96
3, Р.2
6,12
5,45
8,15
9,56
П р и м е ч а н и е. Предварительно карбиды оыли полностью растворены в аустените путем
нагрева в течение 10 мин. при 1300'.
зующейся при изотермическом разложении аустенита в нижней части
промежуточной области (при температуре, близкой к мартенситной
точке), т. е. при изотермической закалке на «нижний» игольчатый тро-
остит. Легированная хромом и кремнием сталь типа советской марки
9ХС получила широкое распространение во всех странах.
Однако кремний понижает пластичность и хрупкую прочность ста-
ли (рис. 242) и в указанном выше количеспве заметно ухудшает обра-
батываемость резанием и способствует обезуглероживанию, а по пос-
ледним данным увеличивает также изменение размеров при закалке
(табл. 71). Поэтому представляет значительный интерес разработан-
ная 1О. А. Геллером [370, 702] новая сталь, в которой содержание крем-
ния понижено до 0,5 — 0,8%, а для сохранения той же прокаливаемости,
что у стали типа 9ХС, содержание ма~рганца повышено до 0,7 — 1,0%
при среднем содержании углерода около 1'% (сталь 95ХГС или ЭИ553).
Легирование инструментальной стали в о л ь ф р а м о м, хотя и по-
нижает прокаливаемость (табл. 67), позволяет значительно повысить
ее износостойкость, главным образом за счет увеличения в структуре
количества и повышения твердости карбидов, не перешедших в раствор
при закалке с нормальной температуры. Избыточные карбиды вольфра-
ма способствуют также получению более мелкого зерна и, следователь-
но, лучших механических свойств, в частности более высокой вязкости.
В табл. 72 приведен установленный рентгеновским методом в одной
из последних работ [293] состав карбидных фаз, находящихся в мета-
стабилыном (изотермическая выдержка при 700') и стабильном' (от-
жиг в течение 2000 час. при 700') равновесии с ферритом при 700' в ста-
ли с разным содержанием вольфрама и углерода. Из табл. 72 видно,
что с увеличением атомного отношения W: С последовательно образу-
ются карбиды типа РезС, М2зСв и МвС. Первый растворяет вольфрам,
т. е. имеет состав (Fe, W)3C. Второй имеет состав Fe&gt;~W C. кар
типа МаС (см. о нем подробней ниже, стр. 425) имеет переменный со-
став от Fe4WqC до РезШзС. Из них карбид МыСе (а также Ш2С) мета-
стабильный. Стабильными в системе Fe — W — С являются карбиднь~е
фазы ГезС, WC и МеС, причем до атомного отношения W: С = 1 обра-

422
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
зуется РезС и WC, а при W: С) 1 в качестве стабильных сосуществу-
ют М6С и WC. Предварительная закалка с температуры полного пере-
вода карбидов в раствор ускоряет последующие карбидные реакции,
т. е. при отпуске мартенсита стабильные карбиды образуются быстрей,
чем при изотермической выдержке и при отжиге.
Карбид типа Fe3C растворяет значительно больше хрома, чем воль-
фрама (см. стр. 61). Поэтому, если в стали одновременно с вольфра-
мом содержится хром, то карбид типа РезС имеет состав (Fe, Cr, W);C
и обладает повышенной стойкостью. Карбиды типа М~~С~ и М~С, обла-
дающие еще более высокой стойкостью и твердостью, могут растворять
хром, а карбид М6С — также и ванадий, если последний присутствует
в стали, что дополнительно повышает их стойкость.
Практическое применение получили легированные вольфрамом ин-
струментальные стали в основном двух типов. Стали первого типа—
глубокопрокаливающиеся повышенной износостойкости. Повышенная
износостойкость достигается введением до -1,5'/о W, а глубокая про-
каливаемость — дополнительным легированием ее хромом и марганцем,
количество которых устанавливается из тех же соображений, что и в
хромистой и хромомарганцевой стали, с учетом дополнительного кар-
бидообразующего действия вольфрама. Основным карбидом здесь яв-
ляется (Fe, Cr, Мп, Ш)зС. Таковы, например,,применяющиеся в Совет-
ском Союзе стали: ХВГ, содержащая в среднем 1'/о С и 1,2 — 1,6 W
при 1'/о Мп и Сг, и 9ХВГ с 0,9 С, 0,9 — 1,2'/р Мп, 0,5 — 0,8О/, Cr
и 05 — 0,8'/, W.
Стали второго типа — слабопрокаливающиеся высокои износостой-
кости. Такие свойства достигаются тем, что в сталь вводится до
— 5,5'/0 W и только до — 0,7'/р Сг при содержании углерода до — 1,5'/о.
Так как атомное отноц~ение W: С при этом, составляет около 0,25, то
карбидные фазы, как видно из табл. 72, здесь состоят из М~зС6 и М6С.
Эти карбиды, особвнно последний, трудно переводимый я раствор при
закалке с нормальной температуры и обладающий высокой твердостью,
и обеспечивают большую износостойкость стали. Вследствие того, что
в нерастворнвшихся карбидах связана значительная часть углерода,
для получения большого количества его в ма~ртенсите и высокой твер-
дости самого м а р т е н с и т а общее содержание углерода в стали
и должно быть высоким.
Типичной для этого типа является сталь ХВ5, содержащая 1,25—
1,5О/о С, 0,4 — 0,7О/о Сг и 4,5 — 5,5' W и известная под названием алмаз-
ной. Высокое содержание углерода в мартенсите сообщает такой ста-
ли и очень высокую твердость, доходящую до 67 — 68 Rc. Поэтому ее
применяют для обработки особо твердых материалов, например отбе-
ленного чугуна. Однако сложные карбиды вольфрама даже типа М2ЗС6
при закалке с нормальной температуры 820 — 840' трудно переводятся
в раствор. Поэтому для получения такой высокой твердости весьма
важно, чтобы карбиды в исходной структуре имели повышенную или
высокую степень дисперсности, что может быть достигнуто, в частно-
сти, нормализацией с нагревом до 900 — 1000' перед закалкой.
Со степенью дисперсности карбидов, по-видимому, связано и то,
что вольфрамовая инструментальная сталь, как и аналогичная магнит-
ная, представляет собою классический пример склонной к «порче» (па-
дение твердости после закалки в случае предварительного длительного
отжига в «опасном» интервале температур). Нормализация с достаточ-
но высокой температуры (1100 — 1200') снова восстанавливает высокую
твердость после закалки. Дополнительное введение в сталь около

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
423
' Например: $. Т à ke Й à, Тесйп. Яер. Tohoku Univ., ч. 9, 1930, р. 483 и б27; ч. 10,
1931, р. 42 (см. также [14]}: W. А. Wood, Phil. Mag., v. 10, 1930, р. 659; v. 14, 1932,
р. 191 и др.
0,5О/О Cr ослабляет порчу, а окончание ковки при слишком низкой тем-
пературе, наоборот, усиливает это я~вление. Обычно считают, что при-
чина порчи заключается в образовании труднорастворимого стабиль-
ного карбида WC. Однако на стали для постоянных магнитов, для ко-
торой поведение остаточной индукции дает к этому дополнительный
материал, мы показали [905], что более вероятной причиной порчи при
отжиге является коагуляция вольфрамовых карбидов, которые в этом
случае труднее переходят в раствор. По той же причине при отжиге
в опасном интервале температур уменьшается и прокаливаемость ста-
ли. Хром несколько затрудняет коагуляцию вольфрамовых карбидов.
Наклеп же, приобретаемый сталью в случае окончания ковки при слиш-
ком низкой температуре, наоборот, облегчает коагуляцию карбидов.
Интересно заметить, что в одной из последних работ [596] было
показано рентгеновским методом, что низкие магнитные свойства воль-
фрамовой магнитной стали были обусловлены меньшей степенью дис-
персности вольфрамовых карбидов. Что касается карбида WC, то су-
ществование его в сплавах Fe-W-C в качестве стабильной карбидной
фазы (в сплавах Fe-W-Cr-C он не наблюдался, см. стр. 426) действи-
тельно было установлено еще в,ряде старых исследований 1 и подтверж-
дается в новых (см. табл. 72). Однако образование карбида WC при от-
жиге идет очень медленно, так что во всех вольфрамовых сталях, в ко-
торых атомное отношение W: С меньше - 0,25, а следовательно, во
всех легированных инструментальных сталях и после отжига при 700'
в течение 2000 час. основным является стабильный карбид типа Fe~C
(табл. 72). Даже в случае предварительной закалки с 1300', сильно
ускоряющей карбидные реакции, после отпуска п~ри 700' продолжи-
тельностью от 5 до 2000 час. основным, преобладающим был стабиль-
ный карбид типа РеаС [293]. Наконец, порчу хромистой и кобальтовой
магнитной стали вообще нельзя объяснить образованием карбида WC.
Высокая стоимость вольфрама, повышенная склонность вольфра-
мовой стали к обезуглероживанию при нагреве, слабая врокаливае-
мость и склонность к порче заставляют искать либо менее легирован-
ные вольфрамом, в частности, с частичной заменой вольфрама ванади-
ем, либо безвольфрамовые стали с равноценными или близкими свой-
ствами. Так, в ГДР и ФРГ применяется сталь с 1,4% С, 0,45% CI, 3,3О/p W
и 0,25% Ч(в Советском Союзе сталь 5[В5 по требованию потребителя
также может вьтлавляться с 0,15 — 0,30'/, V). В США еще задолго до
войны вместо стали с 4 — 6'/, W часто применяли [см. 396] стали, содер-
жащие 1 — 1,3'/, С, 0,4 — 0,6'/о Cr, 1,5 — 2,5'/p W, 0,1 — 0,25o/, V. В на-
стоящее время там применяют [см. 7011 стали с 1,25О/о С и 3,5О/о W, без
хрома и с 0,75/, Cr. В Советском Союзе в последние годы наметилась
тенденция замены легированных вольфрамом сталей хромистой, хро-
мокремнистой и хромомарганцевой сталями с повышением твердости
и износостойкости их за счет превращения остаточного аустенита при
низких температурах.
Хром и марганец, повышающие прокаливаемость инструменталь-
ной стали, увеличивают в неи и количество остаточного аустенита. По-
этому у легированной стали изменение размеров и деформация при
закалке меньше, чем у углеродистой. Благодаря высокой прокаливаемо-
CTH инструменты даже значительной толщины из легированных сталей
можно закаливать в масле, что уменьшает термические напряжения.

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
424
Поэтому, хотя в легированной стали подавляющая часть аустенита пре-
вращается в ма~ртенсит и в процессе этого превращения может пласти-
чески деформироваться, суммарная деформация приблизительно та-
кая же, как в закаливаемой в воде углеродистой стали в случае слабой
прокаливаемости изготовленного из нее инструмента. По сравнению же
с инструментом из углеродистой стали, прокаливающимся при закалке
в воде насквозь, деформация у легированной стали значительно мень-
ше. И з м е н е н и е р а з м е р о в у легированных сталей, сохраняю-
щих значительное количество остаточного аустенита, по сравнению
с углеродистой сталью при сквозной ее прокаливаемости, как указыва-
лось выше, в несколько раз меньше. Изменение размеров у них можно
было бы дополнительно уменьщить за счет повышения температуры за-
калки и получения еще большего количества остаточного аустенита, но
это привело бы к укрупнению зерна. Кроме того, слишком большое ко-
личество остаточного аустенита понизило бы твердость и ухудшило бы
режущие свойства стали.
В том случае, когда некоторое понижение твердости стали допу-
стимо, значительное уменьшение изменения размеров и деформаций
у сталей может быть достигнуто применением изотермической закалки
в ванне с температурой, очень близкой к мартенситной точке [660,
370]. Количество остаточного аустенита и свойства лучше всего регули-
ровать, изменяя продолжительность выдержки в ванне. Поскольку уве-
личение количества остаточного аустенита в этом случае не сопровож-
дается укрупнением зерна, оно п~риводит также к повышению пластич-
ности и хрупкой прочности (см. также [911]), что для тонких инстру-
ментов может быть полезно, даже с некоторым ущербом для твердо-
сти'. Все же основной целью, оправдывающей применение изотермиче-
ской закалки, является уменьшение деформации и изменения размеров.
Поэтому такая обработка целесообразна в основном для инструментов
сложной формы, изготовленных из сталей, твердость которых не слиш-
ком снижается при изотермической выдержке, типа 9ХС, ХВГ и т. п.
Меныдий эффект, как и следует ожидать, дает ступенчатая закалка,
уменьшающая деформацию только за счет уменьшения термических
напряжений, но зато она не сопровождается практически изменением
твердости и других свойств стали, и, кроме того, ее проще осуществить,
чем изотермическую закалку.
Из всего сказанного выше следует, что температуру закалки для
легированных инструментальных сталей следует выбирать с учетом ряда
факторов. Во всех случаях желательно стремиться к тому, чтобы эта
температура была ниже. Однако при закалке с температуры, превышаю-
щей лишь на 30 — 40' критическую точку Ас~ не переводится в раствор
3остаточное количество углерода и легирующих элементов, вследствие
чего понижаются и закаливаемость и прокаливаемость стали. Оптималь-
ная температура закалки обычно на 70 — 90' выше критической точ-
ки Ас&g ;. ри изотермичес о и ступенча ой зака ке след ет допол
тельно повышать ее íà 5 — 10'. При таких температурах закалки значи-
тельное количество карбидов остается вне раствора, повышая износо-
стойкость стали. Поэтому величина, форма и распределение карбидов
оказывают существенное влияние на свойства стали, особенно на ее-
пластичность, вязкость и хрупкую прочность.
Но и при закалке с оптимальных температур в сталях, легированных
' По данным [911], пластичность увеличивается и в случае изотермической выдерж-
ки лри температуре на 30 — 50' ниже мартенситной точки.

425
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Таблица 73
Химический состав, о~~, основных быстрорежущих сталей,
применяемых в Советском Союзе
Марка
стали
Мо
Сг
W
'3
3
,О
,6
3
Фазовый состав и структура быстрорежущей стали
Сильное влияние основных леги~рующих элементов — вольфрама (а
также молибдена), хрома, ванадия — на ф а з о в ы й с о с т а в быстроре-
&gt;ку ей ст ли определяе ся т м, то ни образ ют стой ие карби ы
ряде работ согласованно установлено, что в отожженной стали типа
Р18 основным является сложный карбид вольфрама. Состав его по дан-
ным зарубежных исследователей колеблется в пределах Fe4W&gt;C
Fe&gt;W gt;C. П это у е о там бычно обоз ачаю М С. По ан ым
хромом и марганцем, сохраняется значительное количество остаточного
аустенита, который при последующем низком отпуске не разлагается.
Поэтому для легированных инструментальных сталей важное значение
приобретает обработка холодом. Так как мартенсит обладает меньшим
сопротивлением отрыву, чем аустенит, то обработка холодом, повышая
твердость стали, в то же время понижает ее пластичность и хрупкую
прочность, увеличивает размеры инструмента и усиливает деформацию,
полученную им при закалке. Низкий отпуск после обработки холодом,
вызывая частичное разложение всего мартенсита, может практически
полностью восстановить механические свойства и несколько уменьшить
размеры; деформация же остается. По этой причине, а также потому,
что предварительный низкий отпуск стабилизирует остаточныи аусте-
нит, отпуску следует подвергать закаленную сталь п о с л е обработки
холодом. Температуру же низкого отпуска (обычно в интервале 150—
180') следует выбирать с учетом того, какое требование для инструмен-
тов данного типа является преобладающим. Чем ниже температура от-
пуска, тем меньше восстанавливаются механические свойства и разме-
ры, но тем в меньшей степени понижается твердость.
Б. БЫСТРОРЕ)КУЩИ Е СТАЛ И
Основной целью легирования быстрорежущей стали является до-
стижение важнейшего отличительного ее свойства — красностойкости.
Вводимые с этой целью в современные быстрорежущие стали легирую-
щие элементы и их количественное соотношение различны в разных
странах, что определяется, как и при легировании сталей других назна-
чений, главным образом сырьевыми ресурсами данной страны. В табл.
73 приведен химический состав быстрорежущих сталей, применяемых
в настоящее время в Советском Союзе. Из них сталь типа Р18, наиболее
старая, применяется наряду с другими марками во всех странах, а стали
типа Р9 и ЭИ347 — также в ГДР и ФРГ (см. табл. 78). Как видно из
табл. 73, о с н о в н ы м и легирующими элементами в советских быстроре-
жущнх сталях являются в о л ь ф р а м, в а н а д и й и х р о м. Поэтому
мы прежде всего рассмотрим роль и влияние этих элементов на строе-
пие H важнейшие свойства стали.

426
ЛЕГHPOBAHHE ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
Уманского и Н. Т. Чеботарева [160], в системе Fe â€” W â€” C этот карбид в
равновесном состоянии имеет состав Fe~W&gt C, н с дефици ом ато ов
лерода около 15/о, а после быстрого охлаждения с высокой температу-
ры область его однородности включает составы от FeqWqC до Fe3W3C,
которым соответствуют и разные периоды решетки. Изменение периода
решетки карбида, очевидно, за счет замещения железа и вольфрама
друг другом и другими элементами при термической обработке или изме-
нении состава наблюдалось и в других исследованиях [596]. Карбид
М6С растворяет ванадий и хром, что по некоторым наблюдениям
Б96] вызывает небольшое отклонение его структуры от кубической сим-
метрии. Растворимость ванадия по одним данным [596] составляет 2—
3 , по другим [160] она значительно больше.
Ванадий, кроме частичного растворения в карбиде МБС, в быстро-
режущей стали образует самостоятельный карбид ЧС или V4Cg. С уве-
личением содержания ванадия или уменьшением содержания вольфра-
ма увеличивается относительное количество карбидов ванадия, и в ста-
ли, содержащей около 5О/, Ч при 12'/p W, оно составляет по некоторым
данным [674] 30 — 40'/О от общего количества карбидов.
Хром в отожженной стали в основном распределяется между фер-
ритом и ка~рбидом М6С. Он образует также карбид типа М2ЗС6, состав
которого (Cr, Fe, W)ggCp может изменяться за счет замещения хрома
вольфрамом до состава Fe»W&gt; & t;. С ~пони ением соде ж ния в
вольфрама, точнее с уменьшением атомного отношения W: С, в быстро-
режущей стали, как и в тройных сплавах РеЖ-С (см. табл. 72), количе-
ство карбида типа М2,С6 увеличивается за счет уменьшения количества
карбида типа М6С [293, 596]. В последнее время обнаружен (после от-
жига в течение 500 час. при 700') наряду с М6С и карбид Cr7C3 [293].
Оба эти ка~рбида — М2ЗС6 и Сг7СЗ — в быстрорежущей стали устойчи-
вы только до температуры около 1100'. Карбид типа Fe3C в быстроре-
жущей стали не наблюдается. Имеются указания на то [cM. 68], что он
образуется в случае избытка в стали углерода, но это пока еще остает-
ся спорным.
В качестве промежуточной метастабильной фазы, выделяющейся в
закаленной стали типа Р18, кобальтовой и др. при отпуске в интервале
675 — 750' (состав фаз, выделяющихся при отпуске в интер~вале 500—
675', пока не удается установить из-за очень высокой степени их дис-
персности), был найден карбид %2С [293], существование которого в пе-
регретой быстрорежущей стали с 1,43'/о С и 11,26'/о W было обнаружено
и раньще [223]. Что касается стабильного карбида WC, то в быстроре-
~кущей стали он до сих пор не наблюдался даже после отжига в течение
500 час. при 700'. Между тем при атомном отношении W: С=1,57, т. е.
таком же как в быстрорежущей стали Р18, в т~ройных сплавах Fe-W-C
стабильный карбид WC после очень длительного отжига при 700' яв-
ляется преобладающим (см. табл. 72), а в случае предварительной за-
калки с 1300' он появляется уже после отпуска в течение 25 час. при
700'. По-видимому, образованию карбида WC препятствует содержа-
щийся в быстрорежущей стали хром. Oб этом до некоторой степени
свидетельствует также то обстоятельство, что и в стали типа ЗХ2ВЯ (с
0,33О/О С, 8,75О/о W, 2,95О/О Cr и 0,16О/p V) ка1рбид WC ни после отпуска,
нн после очень длительного отжига не был обнаружен [293].
Кроме карбидных фаз, в быстрорежущей стали, как установлено
исследованиями последних лет [см. 596, 676], может существовать и ме-
таллическое соединение типа вольфрамида. В двойной системе Fe — W
это соединение ( по одним данным имеет состав Fe&gt; &l ;, по дру

427
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Рис. 257. Схематическая модель пространственной диаграммы рав-
новесия в системе Fe — Cr — W — С при комнатной температуре
На ~рис. 257 Б961 приведена построенная по результатам рентгенов-
ских исследований схематическая модель пространственной диаграммы
равновесия при комнатной температуре для системы Fe — Cr — W — С. На
диаграмме звездочкой показано положение быстрорежущей стали типа
Р18. Последняя лежит в двухфазной области а+М6С (обозначен z),
но на границе других областей. Поэтому уже незначительные измене-
ния состава стали или состава твердого раствора при нагреве для тер-
мической обработки могут привести к образованию или исчезновению в
стали соседних фаз, в особенности карбида типа М2ЗС6 или металличе-
ского соединения.
Влияние основных легирующих элементов на структур у быстро-
режущей стали связано с тем, что они не только образуют стойкие кар-
биды, но и являются «ферритизирующими», т. е. расширяют на диа-
грамме состояний области существования Ь-феррита. Последнее иллю-
Fe&gt; & t;. В абот Б96 было обна ужено торое металли еское со
ние, названное $ состав которого (-30% W) соответствует Fe&gt; &gt
кой состав этой фазы был найден и в обезуглероженной быстрорежу-
щей стали типа Р18. Металлическое соединение g' растворяет хром, что,
по нашему предположению, изложенному ниже, имеет весьма важное
значение для формирования основных свойств быстрорежущей стали.
Образованию большого количества металлического соединения в быст-
рорежущей стали препятствует углерод, с которым вольфрам предпоч-
тительнее образует карбиды. Поэтому его образование облегчается при
повышении содержания вольфрама в стали, а следовательно, и в твер-
дом растворе, и понижении содержания углерода.

428
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
стрируется схематическим рис. 258 1588], соответствующим температуре,
при которой протекает четырехфазная перитектическая реакция
K+ Ф (Ь-феррит) — ~А (аустенит) + K; (карбид МаС). В условиях ус-
тановления равновесия Ь-феррит не сохраняется ниже перитектической
температуры только в сплавах, лежащих правее линии ~» К, т. е. содер-
жащих все больше углерода по мере увеличения количества ферритизи-
рующего легирующего элемента М. С увеличением содержания послед-
него однофазная область аустенита на соответствующем вертикальном
(политермическом) разрезе трой~ной диаграммы состояний Fe — М — С су-
Рис. 258. Смешение четырехфазной перитектической
реакции Ж+ Ф А + К под влиянием ферритизи-
рующего легирующего элемента M в тройной систе-
ме Fe — М — С
жае~ся за счет расширения трехфазной области A+ Ф + К и при дости-
жении точки у исчезает.. Двухфазная область А + Ф также сужается за
счет расширения области Ф+ К и исчезает при достижении точки Ь.
На рис. 259 приведен вертикальный (политермическии) разрез диа-
граммы состояний четверной системы Fe — W — Сг — С при 18% W u
4% Сг [57], в последнее время уточненный Б881 в верхней части пунк-
тирными линиями. В области температур ниже 1100' диаграмма также
требует уточнения, в частности в связи с найденными позже карбидами
.Ч2зСа и СгтСз (см. выше), перитектоидной температуры, металлическо-
го соединения и др. Применительно к стали типа Р18, в которой содер-
&gt;ки ся ванад й, силыно,расширяю ий обла ть а-фа ы, то ки g, h
дополнительно будут сдвинуты вправо. В этой четырехкомпонентной
системе трехфазная и четырехфазная перитектические реакции и трех-
фазная эвтектическая реакция, в соответствии с правилом фаз, протека-
ют не при постоянной температуре, а в интервале тем~ператур.
В стали с 0,7 — 0,8% С при затвердевании выделяются дендриты
Ь-феррита. При понижении температуры часть последнего превращает-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
429
iþ 6D0
1400
~3
~~ ~гоп
%&
~000
800
600
Я.О
08
1,2
О,+
Рис. 239. Политермический разрез диаграммы состояний системы
Fe — W — Cr — С. Сеченне прн 18% W и 4ф& t; Сг (К Ђ” РезШ
ции Ж+ Ф~А+ K в избытке должен остаться Ь-феррит, а эвтектики
(ледебурита) в такой стали не должно быть. При данном количестве
углерода увеличение содержания легирующих элементов вследствие
сдвига точек g, h, i и 1 вправо должно увеличивать вероятность получе-
ния Ь-феррита в затвердевшей стали.
Из рис. 260 ', на котором показана одна из возможных структур
литой стали Р18, видно, что эвтектика (ледебурит) располагается по
границам зерен твердого раствора. По мере перехода от наружной зоны
слитка к его центральной части по сечению зерна твердого раствора ста-
новятся крупнее и, соответственно, эвтектики вокруг них ста-
' Рисунки 260, 266 — 268, 270 и 271 взяты из исследований Ю. В. Ельцина и В. Ф.
Лнтоновой, которым автор выражает благодарность за любезное предоставление фото-
графий микроструктур.
ся в аустенит по трехфазной ~перитектической реакции Ж+ Ф-А, а
остальная часть — при более низких температурах по четырехфазной
перитектической реакции Ж+ Ф — ~А+ К. В условиях установления
равновесия, т. е. в случае очень медленного охлаждения до теиперату-
ры ниже линии gij, Ь-феррит превратится в аустенит, а оставшийся в
избытке жидкий сплав при дальнейшем охлаждении затвердеет по эв-
тектической реакции Ж-э-А+ К в эвтектику, часто называемую «ледебу-
ритом». В стали с содержанием углерода меньше 0,7% (см. пунктирную
линию на рис. 259) в результате четырехфазной перитектической реак-

430
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
новится больше, а строение ее — менее дисперсным. С увеличением веса
слитка (от 200 до 750 кг) структура его укрупняется незначительно
1см. 902].
Однако перитектичвские реакции, особенно четырехфазная Ж+ ф
—.~А+К, протекают очень медленно вследствие того, что продукты реак-
ции в образовавшейся перитектике (структура «окружения») разделяют
реагирующие фазы, и дальнейшее протекание реакции осуществляется
за счет диффузии, в данном случае через слой аустенита.
Рис. 260. Структура литой стали Р18.
X400:
а — проба, взятая по достижении в печк
температуры 1700О. б — середина верхней
части слитка весом l00 кг; в — нижняя
часть того же слитка
Поэтому в реальных условиях охлаждения, особенно в наружной
зоне слитка или в небольшой отливке, равновесие, соответствующее диа-
грамме состояний, в большинстве случаев,не достигается. В этом случае
структура стали после затвердевания состоит из эвтектики и кристал-
лов Ь-феррита, разделенных слоем аустенита (рис. 263).
При дальнейшем охлаждении в твердом состоянии из аустенита
должны выделяться карбиды (вторичные), а Ь-феррит должен превра-
титься в аустенит. Но протекание этих процессов также сильно зависит
от скорости охлаждения. Так, из рис. 261, а [588] видно, что в стали ти-
па Р18 с 0,73'/ц С при охлаждении с 1350' в воде во внутренних слоях
образца образовалось некоторое количество аустенита, но вторичные
карбиды не выделились. В наружном слое образца при этом не образо-
валось и дополнительного аустенита. При охлаждении того же образца

431
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Рис. 261. Структура внутренней части образца ста-
ли типа Р18 с 0,730~ С после охлаждения с 1350'.
Х 1200:
а — в воде, б — в масле
нз аустенита и карбида МаС и названную «Ь-эвтектоид». Образование та-
кой смеси возможно потому, что Ь~феррит, будучи обеднен углеродом, в
то же время обогащен вольфрамом и другими ферритизирующими эле-
ментами по сравнению с аустенитом. Протекает оно предположительно
по следующему механизму 1см. 588). Вследствие большой скорости диф-
фузии углерода, на границе раздела А = Ф выделяется карбид. А так
как скорость диффузии вольфрама мала, то выделение карбидов при-
останавливается, и Ь-феррит на границе с карбидом превращается в
чустенит, содержащий меньше вольфрама. Это приводит к обогащению
в масле (рис. 261, б) из образовавшегося ранее аустенита выделились
карбиды, а часть Ь-феррита превратилась в аустенит.
Что касается Ь-феррита, то, как было ~показано в последнее время
[588, дискуссия в 66И, он, в зависимости от скорости дальнейшего охла-
ждения, может либо сохраниться, либо превратиться не только в аусте-
нит, но и в перлитообразную или трооститообразную смесь, состоящую

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'РРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
432
вольфрамом соседнего участка б-феррита и выделению новой порции
карбидов и т. д.
Следовательно, процесс образования Ь-эвтектоида лимитируется
скоростью диффузии легирующих элементов, в данном случае вольфра-
ма, и вероятность его лротекания и завершения увеличивается с умень-
шением скорости охлаждения. Так, из рис. 262 [588] видно, что в стали
Рис. 262. Образование Ь-эвтектоида в стали ти-
па Р18 с 0,67'/о С при охлаждении с 1350'.;К2000:
а — охлаждение в масле: б — охлаждение на воздухе
типа Р18 с 0,67О/р С в случае охлаждения с 1350' в масле только часть
б-феррита по периферии зерна превратилась в Ь-эвтектоид (рис. 262, a).
При охлаждении же на воздухе (рис. 262, 6) б-феррит полностью прев-
ратился в б-эвтектоид. В том же образце, охлажденном в воде, б-эвгек-
тоида не было. Частичное превращение б-феррита в б-эвтектоид видно
также на рис. 263 [588] в стали типа Р18 с 0,67'/, С, охлажденной с 1500'
в ~воде. Ускорение охлаждения ниже ли~нии солидуса в интервале темпе-
ратур образования б-эвтектоида приводит к увеличению степени дис-
персности карбидов в этой структурной составляющей, форма которой
меняется от крупноперлигообразной до трооститообразной. Таким обра-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
433
зом, в разных зонах одного и того же слитка или отливки количество об-
разовавшегося Ь-эвтектоида и сохранившепося Ьферрита может быть
неодинаково вследствие различной скорости охлаждения.
Из рис. 264 [588] видно, что микротвердость Ь-феррита составляет
только 370 кг/мм2. Микротвердость Ь-эвтектоида значительно выше, со-
ставляя -870 кг/мм', так как его основная масса представляет собою
мартенсит, полученный из аустенита. Все же твердость Ь-эвтектоида ни-
же, чем у мартенсита, полученного из самого аустенита, Очевидно, пото-
му, что его мартенситная основа обеднена углеродом в результате выде-
ления карбидов. Наличие в структуре этих составляющих должно, сле-
довательно, ухудшать свойства стали, что наблюдалось и эксперимен-
тально 1915].
Рис. 263. Структура стали типа Р18 с 0,67% С после
охлаждения с 1500' в воде. )(2000
Такие же структурные составляющие, как в литой, могут получить-
ся и в кованои или катаной быстрорежущей стали в случае ее перегрева
при термической обработке. В частности, микроструктуры, представлен-
ные на рис. 261 и 262, относятся именно к перегретой кованой стали. В
обоих случаях, как это следует из сказанного выше, вероятность, полу-
чения в структуре стали Ь-феррита и Ь-эвтектоида увеличивается с
уменьшением содержания в ней углерода. В стали с пониженным со-
держанием углерода или частично обезуглероженной и раньше неодно-
кратно наблюдалась трооститообразная структурная составляющая,
травящаяся в темный цвет, которую считали перлитом, полученным при
охлаждении из обедненного углеродом аустенита (в литой стали — из
аустенита, образовавшегося по трехфазной перитектической реакции
K + Ф А). В действительности она и представляет собою Ь-эвтектоид.
В стали типа Р18 с 0,52% С эта структурная составляющая была най-
дена и после охлаждения с 1290' 1665]. Так как получение Ь-феррита и
Ь-эвтектоида наиболее вероятно в литой стали, то и по этой причине в
сталь, из которой изготовляется литой инструмент, лучше вводить по-
вышенное количество углерода по сравнению с такой же кованой
сталью, что подтверждается практикой.
Что касается основных леги~рующих элементов, то вследствие их
«ферритизирующего» действия они влияют на вероятность получения
Ь-феррита и Ь-эвтектоида в структуре в направлении, обратном углеро-

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
434
ду. Поэтому такие структурные составляющие наблюдались в быс~роре-
жущей стали самых ~различных типов Б88], а также в стали для горя-
чих штампов типа 3Х2В8 [см. дискуссию в 665]. Получению б-эвтектоида
в наибольшей степени (хотя они действуют во много раз слабее, чем уг-
лерод) способствуют те из легирующих элементов, которые образуют
Рис. 264. Микротвердость структурных составляю-
щих стали типа Р18 с 0,67'/о С, охлажденной с 1350'.
Х 1200:
а — охлаждение в воде; б — охлаждение на воздухе
c~oéêèå при высоких температурах карбиды и обладают заметной рас-
творимостью в феррите. Ликвация легирующих элементов способствует
местному об~разованию таких структур.
В стали, структура которой показана на рис. 260, б, кроме эвтекти-
ки присутствует некоторое количество стабильных карбидов. В структу-
ре нижней части слитка (рис. 260, в) количество их значительно больше,
так как, имея большой удельный вес, они во время застывания слитка
опускаются вниз. Стабильные карбиды, не только вольфрамовые, но и
ванадиевые, наиболее типичны для быстрорежущих сталей разных со-
ставов, хотя встречаются в них не очень часто. Стабильными они назы-
ваются потому, что почти не изменяются при горячем деформировании

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
435
стали и не растворяются при последующем нагреве ее для закалки.
Больше того, если их и не было в литой и, соответственно, в отожженной
стали, они могут образоваться при нагреве последней для закалки. Как
можно видеть из рис. 265 16781, количество (а также «степень угловато-
сти») образующихся стабильных карбидов в процентах от общего коли-
чества карбидов увеличивается с повышением температуры нагрева и
продолжительности выдержки при ней. С наибольшей скоростью процесс
их образования протекает при наличии в стали жидкой фазы, т. е. при
нагреве до температуры начала оплавления. Как видно из,рис. 266, для
стабильных карбидов характерны
крупные размеры и угловатая фор-
ма {«угловатые» карбиды).
~И
УО
80
ур
60
50
3..0
'~~ & t;
РО
ю
/Г 1б РО
Вреюя, voce
Рис. 265. Количество стабильных (уг-
ловатых) карбидов, образовавшихся
в быстрорежуш,ей стали разного со-
става, в зависимости от температу-
ры нагрева для закалки и продолжи-
тельности выдержки:
I — 18-4-1, 1320; 2 — 6-5-4-2, 1230~: 3—
6-5-4-2, 1150О; 4 — 18-4-1 1230
Рис. 266. Угловатые карбиды в за"о-
товке диаметром 170 мм из стали
Р18, закаленной с нормальной тем-
пературы. Х450
В стали Р18, содержащей плохо растворимые стабильные карбиды,
твердый раствор оказывается сильно обедненным вольфрамом при нор-
мальном для этой стали содержаниями в,нем ванадия. Это обстоятельство,
а также наличие в структуре самих крупных стабильных карбидов, при-
водит к значительному ухудшению технологических и служебных
свойств стали: понижается температура начала перегрева и оплавления,
усиливается склонность к образованию трещин при закалке, ухудшаются
механические свойства и шлифуемость, понижается стойкость инстру-
мента [cM. 6791 и т. п.
Природа стабильных карбидов, а следовательно, и причина их ста-
бильности, еще окончательно не установлена. Фазовым и ~рентгеновским
анализами до сих пор не обнаружено различия в составе и структуре ста-
бильных (угловатых) и обычных карбидов округлой формы. Поэгому
можно полагать, что причиной образования угловатых карбидов являет-
ся стремление принять форму, в пределе соответствующую их собственной
кристаллографической форме куба, так как такая форма отвечает дл»
них минимуму удельной свободной поверхностной энергии. Именно это
обстоятельство, по-видимому, и делает их стабильными. Такая точка
зрения была высказана еще в 1929 r. H. Т. Гудцовым и С. А. Казеевы.л

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
436
[680], впервые обнаружившими это явление, и поддерживается также в
последнее время [678]. Стремление принять не сферическую, а свою кри-
сталлографическую форму для идиоморфных кристаллов является, оче-
видно, закономерным. Аналогичное явление наблюдалось и в других
случаях. Так, например, шары, выточенные и отшлифованные из кри-
сталлов каменной соли, при длительном нагревании ниже температуры
плавления (720 — 760') принимали форму многогранника [см. 681]. Но
этот процесс обычно протекает с очень малой скоростью, увеличиваю-
Рис. 2G7. Структура стали Р18, под-
вергнутой ковке с большой степенью
обжатия. Закалка и отпуск. Х400
Рис. 2G8. Структура стали Р18 в
дайоне расположения карбидных
строчек. Закалка с 1270'. )(400
щейся при наличии жидкой фазы. Известно, что и среди минералов наи-
боль'пим приближением их внешней формы к собственным кристалло-
графическим фаомам обладают те, которые выделялись из расплавлен-
ной,магмы в ранние стадии ~кристаллизации.
П р и г о р я ч е м д е ф о р м и р о в а н и и быстрорежущей стали эв-
тектика и избыточные карбиды раздробляются, в результате чего в пей
можно получить после отжига структуру, состоящую из сорбитообраз-
ного перлита с равномерно распределенными сравнительно мелкими
карбидами, а после закалки и отпуска — структуру, показанную на
рис. 267. Однако такая структура получается обычно при большой сте-
пени обжатия слитка, что в заготовках для инструментов большого диа-
метра (учитывая ограниченные размеры слитка~быстрорежущей стали)
не всегда может быть достигнуто. При малых и средних обжатиях кар-
биды неравномерно распределяются в структуре (при средних обжатиях
вытягиваются в строчки), создавая так называемую карбидную неодно-
родность.
Карбидная неоднородность очень мало устраняется последующей
термической обработкой, так как она создается в основном за счет из-
быточных карбидов, и ухудшает-'многие свойства быстрорежущей стали.
Так, ухудшение технологических свойств сказывается в увеличении де-
формации при закалке за счет анизотропности изменения размеров, уси-

437
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Таблица 74
Карбидная неоднородность (баллы шкалы ВИЛ). Образцы от квадратных поковок
разного сечения, полученных из головной части 300- и 750-кг слитков
(разные плавки стали Р18)
Площадь поперечиого сечения поковки, мм~
120Х 120
40Х40
80Х80
100Х 100
60Х60
Плавка1
уковка балл уковка балл
уковка балл
уковка балл уковка балл
В ес сл итк à 750 кг
3,5
5
4,5
5
7,6
7,6
7,6
7,6
2,5
2
4
4,5
11
11
11
11
17
17
17
. 17
30
30'
30
30
2
2
3,5
3
68
68
68
68
Средний балл
5,75
3,25
2,62
4,5
Вес слитка
300 кг
4,25
4,25
4,25
4,25
17
17
17
17
2,5
4
4,
5,5
4
5,5
5
5,5
6,15
6,15
6,15
6,15
9,6
9,6
9,6
9,6
38
38
38
38
2
3,5
4
8
7
7,5
7
7
5
5,5
7,5
Средний балл
3,17
6,25
7,37
1 Состав плавок: ] — 0.73% С, 17 5% W, 1. 06% V; 2 — 0,72% С 17,58% W, 1 ° 17%
Средний балл карбидной неоднородности определяется в основном
степенью оковки. Это иллюстрируется приведенными на рис. 269 (9021
экспериментальными данными для слитков разного веса, удовлетвори-
тельно укладывающимися на одной кривой. Однако из этой кривой вид-
но также, что степень уковки влияет наиболее эффективно до 20, а
дальнейшее ее увеличение уже незначительно понижает средний балл
карбидной неоднородности.
Дополнительное уменьшение карбидной неоднородности дает ковка
с промежуточной осадкой. Существенный эффект в этом направлении
лении склонности к образованию трещин, к росту зерна. Из рис. 268, на
котором показана структура стали Р18, закаленной с 1270', в районе
расположения карбидных строчек, видно, что зерно все больше укруп-
няется по мере удаления от этих строчек, т. е. в местах, где мелкие кар-
биды растворились. Красностойкость стали ухудшается незначительно.
Наиболее чувствительно под влиянием карбидной неоднородности пони-
жаются износостойкость и механические свойства. Поэтому карбидная
неоднородность значительно понижает стойкость в основном таких ин-
струментов, в работе которых большую роль играют два эти свойства
(особенно механические). В таких случаях инструмент выходит из строя
из-за разрушения режущей кромки.
Степень карбидной неоднородности тем больше, чем менее дисперс-
на эвтектика в с1руктуре слитка и чем менее равномерно она распреде-
лена в нем. Поэтому максимальный балл карбидной неоднородности при
одинаковой степени уковки колеблется обычно в значительных пределах
в поковках, полученных из слитков от р азных пл авок, из р азных слит-
ков одной плавки и по сечению поковки. Это иллюстрируется, в частно-
сти, данными, приведенными в табл. 74 (902].

О
~~в
О б
х
о5
%
0
о4
'Ь
у
~( °
О
2
oê,
1
~~ о
5 Ю /5 2025 ЗОЖ40455055бОбд 70
Стеиень улодли F,/~
Рис. 269. Влияние степени уковки на величину
карбидной неоднородности стали Р18. Вес слитка:
О — 750 кг; ° — 300 кг: х — 200 кг
Рис. 270. Карбидная неоднородность в стали Р9 посЛе разной степени
уковки. X100:
a — диаметр 150 мм; б — 120 — 130 мм; в — 50 мм; г — 20 мм

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
439
Рис. 271. Карбидная неоднородность в стали Р18 после сред-
ней степени уковки. Х400:
а — поковка 140Х150 мм; б — 150X160 мм
Так как степень карбидной неоднородности при прочих равных ус-
ловиях, как правило, тем больше, чем больше в стали не переходящих в
раствор карбидов, то она меньше у менее легированной стали. Следова-
тельно, в этом отношении понижение содержания вольфрама в быстро-
режущей стали сообщает ей известное преимущество. Это иллюс1ри-
руется микроструктурами, приведенными на рис. 270 и 271. На первом
показаны примеры карбидной неоднородности в заготовках разного се-
чения из стали Р9, подвергнутых закалке с 1230 — 1240' и многократному
отпуску. На рис. 271 приведены примеры карбидной неоднородности для
получается, однако, только в случае многократного повторения осадки
H последующей вытяжки, что связано со значительными трудностями
'1902]. Такой способ дополнителыного уменьшения карбидной неоднород-
.ности целесообразно поэтому использовать применительно к инстру-
ментам, стойкость которых в большой степени определяется их механи-
ческими свойствами и износостойкостью.

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
440
стали Р18, подвергнутой закалке и отпуску после проковки со средними
степеня~ми обжатия.
Роль основных легирующих элементов и углерода в обеспечении
служебных свойств быстрорежущей стали
К служебным свойствам, которыми должны обладать быстрорежу-
щие стали, относятся: высокая твердость, износостойкость, красностой-
кость, высокая прочность при удовлетворительной пластичности и вяз-
КОСТИ.
M а к с и м а л ь н а я тв е рд ос т ь, достигаемая после закалки, за-
висит от количества содержащегося в мартенсите углерода и почти не
зависит от содержания в стали легирующих элементов. Влияние угле-
б4
а: 6D
8
~ 58
'0 $6
6/
%
, %)
i
52
50
ЮОО УЖО f315
Теиае~атурц закалка, С
48
870 425 480 Яф О 595 650
/емперат~~а оап~скц С
Рис. 273. Изменение твердости при отпуске за-
каленной (с 1290') быстрорежущей стали типа
Р18 с разным содержанием углерода:
1 — сталь с 0,78% С, 2 — 0,72% С, 8 — 0,67~ф С, 4 — 0,58e/ü
С 5 — О 52% С
Рис. 272. Влияние темпера-
туры закалки на твердость
быстрорежущей стали типа
Р18 с разным содержанием
углерода
рода на твердость быстрорежущей стали типа Р18 (см. табл. 73) в за-
каленном состоянии и после высокого отпуска показано на рис. 272 и 273
[665]. В современной стали типа Р18 оптимальное содержание углерода,
ута~новленное исследованиями и многолетним опытом, составляет 0,7—
0,8%; только в стали с более высоким содержанием легирующих элемен-
тов, в особенности ванадия, содержание углерода должно быть повыше-
но (см., на~пример, сталь Р9 в табл. 73).
Объясняется это тем, что дальнейшее увеличение содержания угле--
рода ухудшает свойства стали в ряде направлений. Вследствие умень-
шения атомного отношения W: С возрастает количество карбидов типа
М2аСа (а по некоторым данным может образоваться и карбид типа.
ГеаС), легче растворяющихся в аустените. Это приведет к обогащению
аустенита углеродом и, соответственно, к понижению мартенситной точ-
ки и увеличению количества остаточного аустенита. Как видно из рис
272, это сказывается уже при содержании углерода .больше 0,7% на чо-
нижении твердости после закалки с температур выше 1290' при 0,72% С

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
442
и выше 1250' при 0,78'/р С. Далее, повышение содержания углерода в
мартенсите, уменьшая силы межатомной связи, понижает хрупкую проч-
ность стали и, соответственно, ее вязкость. Так, из рис. 274 [665] видно,
что ударная вязкость стали типа Р18, определяемая на ненадрезанном
образце Изода, при увеличении содержания углерода от 0,58 до 0,78
понижается в 2,5 раза, причем наиболее сильное понижение наблюдает-
ся при высоких значениях твердости. По данным этого исследования,
понижение содержания углерода в стали сказывается на увеличении ее
ударной вязкости сильнее, чем понижение температуры закалки. Нако-
нец, повышение содержания углерода должно также усилить склонность
зерна к росту при нагреве, ухудшает деформируемость стали в горячем
состоянии и ее обрабатываемость резанием.
Но так как значительная часть углерода в быстрорежущей стали
связана в стойких карбидах, не переходящих в раствор даже при очень
высоких температурах, то увеличение количества элементов, образую-
щих стойкие карбиды, будет иметь следствием уменьшение концентра-
ции углерода в мартенсите и понижение закаливаемости стали. Для со-
хранения высокой закаливаемости в этом случае необходимо повысить
общее содержание углерода в стали. Этот добавочный углерод, находясь
в основном не в мартенсите, а в стойких карбидах, будет влиять на свой-
ства стали лишь постольку,,поскольку на них влияет количество и дис-
персность карбидов.
Практически увеличение содержания углерода выше верхнего пре-
дела необходимо только для стали с повышенным и высоким содержани-
ем ванадия. При изменении количества вольфрама (и молибдена) в ста-
ли оказывается достаточным варьирование содержания углерода в ука-
занных пределах. Регулируют содержание углерода в указанных преде-
лах и в зависимости от условий работы инструмента. Так, например,
для тонких сверл, инструментов с тонкими зубьями ~и т. п., где
очень важны механические свойства, лучше придерживаться нижнего
предела. Для фрез, инструментов, работак1щих в условиях повышенного
износа, и т. п. лучше, наоборот, стремиться к верхнему пределу содер-
жания углерода.
Однако из данных о распределении легирующих элементов между
основной мартенситной массой и карбидной фазой ~в закаленном состоя-
нии, приведенных на рис. 275 [370, 3821, видно, что после закалки с обыч-
но принятых температур в мартенсите сталей Р18 содержится около
7,5'/о W, около 0,8О/, V и около 3,6'о/о Сг, а в стали Р9 — около 6,5 W,
около 1,2'/о V и около 4'/О Сг. Соответственно в мартенсите стали Р18
содержится приблизительно 0,35О/о С, а в мартенсите стали Р9 — 0,45%
С. Остальная часть содержащегося в стали углерода связана в карби-
дах вольфрама и ванадия, не перешедших в раствор при температуре
нагрева для закалки.
В связи с этим возникает вопрос о причине очень высокой твердо-
сти этих сталей в закаленном состоянии, для достижения которой
(рис. 79) необходимо значительно большее содержание углерода в мар-
тенсите (0,7 — 0,8'/о). Можно было бы предположить, что мартенсит до-
полнительно упрочняется за счет очень мелких карбидов, выпа~дающих
из аустенита в процессе охлаждения при закалке. Такое явление дейст-
вительно наблюдается, но карбиды при этом выпадают по границам зе.
рен 13701. Непосредственные же измерения показывают, что твердость са-
мой мартенситной основной массы составляет 65 — 67 R~ 16741.
Мы полагаем, что мартенсит в этих сталях дополнительно упроч.
няется за счет двух факторов. Первый фактор заключается в выпадении

442
ЛЕГИРОВАН ИЕ HHCTP YMEHTA JIbHOH СТАЛ И
субмикроскопических частиц металлического соединения. Как видно из
приведенной выше на рис. 257 схемы, уже незначительное изменение
состава пвердого раствора в определенном направлении может привести
к появлению в быстрорежущей стали металлического соединения типа
вольфрамида 1='е7%з, растворяющего хром. При температуре нагрева для
закалки твердый раствор сильно обогащается вольфрамом и хромом.
Несмотря на то, что при этом одновременно увеличивается содержание
углерода в твердом растворе, это делает возможным последующее вы-
падение на него металлического соединения в виде высокодисперсной
и р о м е ж у т о ч н о й метастабильной фазы. Как было показано экспе-
риментально (см. 1141 и рис. 130), хром (и в еще большей степени ко-
бальт) значительно усиливает эффект дисперсионного твердения в спла-
у 60
1
058Ю
ъ4
Ф\ g7ZgC
Я 78ХС
~ ЛУ
,ф
~Ь
gg Х5 бО б5 Ю
TdepAcm~ +~
0
т тв we ах
ТЕмператдра зцкалки, С
Рос. 274. Ударная вязкость (на
ненадрезанном образце Изода)
быстрорежущей стали типа
Р18 с разным содержанием уг-
лерода, закаленной с 1290' и
отпущенной при 510 — 650'
Рис. 275. Состав твердого раство-
ра сталей Р18 и Р9, закаленных с
разных температур:
Р
— сталь Р18; — — — P9: —.—.— сталь
Р18 (по А. П. Гуляеву)
вах Fe-W u Fe-Мо при данном содержании вольфрама (или молибдена)
или позволяет получать такой же эффект при значительно меньшем со-
держании этих элементов. Связано ли такое влияние хрома только с его
растворением в вольфрамиде железа или с образованием новой фазы—
неизвестно. Возможно, что в присутствии хрома образуется обнаружен-
ное недавно тройное химическое соединение у,-фаза Б861. На тройных
сплавах Fe-W-Cr установлено, что для предотвращения выпадения ин-
терметаллической фазы в процессе охлаждения их необходимо охлаж-
дать с температуры закалки с очень большой скоростью. А так как бы-
строрежущая сталь охлаждается в масле или в соляной ванне, то, веро-
ятно, часть этой фазы в субмикроскопической величине выделяется при
закалке, что и повышает дополнительно твердость' мартенсита.
В связи с этим и~нтересно заметить, что, по мнению, американских
исследователей [676], изучавших фазовый состав вольфрамо-молибдено-
вых сталей, содержащих до 10% V,,ìåòàëëè÷åñêîå соединение, наблю-
дающееся в большом количестве при высоком содержании ванадия и не-
достаточном содержании углерода, в быстрорежущей стали нежелатель-
но. Но дело в том, что такая сталь не закаливается на мартенсит, так
как ее основная масса ферритизирована большим количествам ванадия
при недостаточном содержании углерода. Поэтому после закалки и от-
пуска в ней происходит т о л ь к о дисперсиоиное твердение, что не обес-

РОль и Влияние легиРующих элементОВ и уГлеРОдА
443
печивает получения достаточно высокой твердости и сообщает ей другие
недостатки, отмеченные ниже (стр. 472).
Второй фактор заключается, по нашему мнению, в значительном
упрочнении самого легированного феррита при закалке. Как было по-
казано в главе о аакаливаемости стали и в главе о легировании конст-
рукционной стали, степень упрочнения феррита при закалке тем больше,
чем сильнее понижают мартенситную точку содержащиеся в нем леги-
рующие элементы. В частности, большой эффект дает хром в количест-
Ве 3 — 4',~о. Особенно сильно упрочняется при закалке сложнолегирован-
ный феррит, с которым мы имеем дело ~в быстрорежущей стали. Правда,
относительное повышение твердости мартенсита за счет легированного
феррита по сравнению с повышением твердости, вызываемым углеродом,
невелико. Это может быть иллюстрировано рис. 84, относящимся к ста-
ли типа конструкционной с 0,35'/О С, так как и в мартенсите быстроре-
жущей стали содержится приблизительно такое же количество углерода.
Но твердость в 5 — 7 единиц Rc и есть то дополнение к величине твердо-
сти, обусловленной углеродом, которое, по нашему мнению, и получает-
ся в закаленной быстрорежущей стали в результате совместного дейст-
вия обоих факторов, т. е. выделения металлического соединения и упроч-
нения феррита.
Оба эти фактора, по нашему мнению, оказывают весьма благотвор-
ное влияние и на механические свойства закаленной быстрорежу цей
стали. Действительно, такая же высокая твердость после закалки может
быть получена и у заэвтектоидной у г л е р од и ст о й стали за счет вы-
сокого содержания углерода в мартенсите, но при этом имеет место
значительное понижение сопротивления отрыву. В быстрорежущей же
стали высокая твердость достигается за счет дополнительного влияния
легирующих элементов при низком содержании углерода в мартенсите.
Поэтому даже при закалке с относительно высоких температур быстро-
режущая сталь имеет более высокую прочность, чем ~закаленная угле-
родистая сталь (ср.,рис. 242 и 279).
Закалка легированного феррита, как было показано на стр. 237,
приводит к значительному повышению его сопротивления отрыву (а
также сопротивления вязкому разрушению Я,). Большое количество
благоприятных (с точки зрения эффекта упрочнения} легирующих эле-.
ментов, содержащихся в мартенсите быстрорежущей стали, должно,
следовательно, дополнительно повысить ее хрупкую прочность по срав-
нечию со значением прочности, достигаемым за счет малого содержания
углерода в мартенсите. И действительно, быстрорежущая сталь после
закалки (без отпуска) с таких температур, при которых еще не слишком
сильно сказывается укрупнение зерна (ср. рис. 242 и 279), обладает
большей прочностью, чем углеродистые стали после закалки и последую-
щего низкого отпуска, несмотря на одинаковое содержание углерода в
мартенсите. При этом быстрорежущая сталь имеет и более высокую пла-
стичность, чем углеродистые, что и следует ожидать, так как упрочнение
.легированного,феррита закалкой сопровождается лишь незначительным
понижением его пластичности.
Но так как бысгрорежущая сталь применяется в закаленном и от-
пущенном состоянии, то и ее эксплуатационные свойства долж~ны быть
обеспечены в этом конечном состоянии. Поэтому необходимо выяснить
роль легирующих элементов в формировании свойств быстрорежущей
стали не только при закалке, но и при отпуске.
Роль основных элементов в создании к р а с н о с т о й к о с т и стали
является прежде всего результатом влияния, оказываемого ими на обыч-

444
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
ные процессы, протекающие при отпуске, т. е. на разложение мартепси-
та, превращение остаточного аустенита и рекристаллизацию феррита.
1(роме того, в быстрорежущей стали вольфрам и хром, по нашему мне-
нию, ~вызывают и дополнительные процессы, связанные с образованием
ими металлического соединения.
В главе о влиянии легирующих элементов на разложение мартенси-
та (см. Стр. 181), исходя из общей теории разложения пересыщенных
твердых растворов, мы показали, что если в мартенсите растворено
большое количество карбидообразующих элементов, а скорость коагуля-
ции образуемых или обогащенных ими карбидов при данной температу-
ре отпуска мала, то твердость мартенсита с повышением температуры
отпуска будет изменяться по кривой 5 рис. 118, характеризующейся ясно
выраженным вторичным максимумом.
Именно такой случай мы имеет ~в быстрорежущей стали, твердость
которой при отпуске после закалки с достаточно высоких температур из-
меняется по типовой кривой, показанной на рис. 276. Возрастание твер-
дости при температурах отпуска выше 300' получило название вторич-
ной твердости и ранее приписывалось только или главным образом пре-
вращению остаточного аустенита в мартенсит. Однако превращение ос-
таточного аустенита не может дать такого повышения твердости, так как
даже в стали с 0,780/, С, закаленной с 1300' (см. рис. 272), наличие его
понижает твердость только на 1 — 1,5 единицы. В последнее время было
показано экспериментально, что вторичный максимум твердости при от-
пуске наблюдается и в стали, в которой наличие остаточного аустенита
исключается (см. рис. 113, а также [293]). В действительности вторичная
твердость является в основном результатом процессов, протекающих прк
распаде мартенсита, сущность которых, по нашим представлениям, обо-
cHoBBIHHbIM в гл. IV, ф 6 а, сводится к следующему.
При низких температурах отпуска из мартенсита выделяется кар-
бид железа или легированный цементит. Так как при температуре от
150 до 300' одновременно протекает и процесс коагуляции цементита. то
твердость стали понижается. С дальнейшим повышением температуры
отпуска последовательно выделяются карбиды хрома типа М2зСз, вана-
дия и вольфрама. Хотя следовало ожидать, что карбиды вольфрама
должны выделяться раньше карбидов ванадия, экспериментальные дан-
ные показывают 1370, 675], что обеднение мартенсита ванадием начи-
нается при более низких температурах отпуска и протекает с большей
скоростью, чем обеднение его ~вольфрамом. Очевидно, в быстрорежущей
стали, содержащей ванадий, сложный карбид вольфрама типа МзС име-
ет повышенную температуру начала коагуляции. Следует заметить, что
состав фаз, выделяющихся в быстрорежущей стали при отпуске в ин-
тервале температур 500 — 675', рентгеновским методом, как мы уже от-
мечали, не удается установить вследствие очень высокой степени их дис-
персности. На основании того, что;после отпуска в интервале 675 — 750
в стали типа Р18 был обнаружен метастабильный нарбид W2C, выделе-
ние которого замедляется хромом, высказывается предположеяие [2931,,
что этот же карбид выделяется и в интервале 500 — 675'. Но такое пред-
положение недостаточно обосновано, так как в той же работе после от-
пуска при 500' был найден карбид типа МзС. Последовательное диспер-
сионное твердение выделяющимися карбидами не только компенсирует,
но и превышает понижение твердости основной массы вследствие от-
пуска, что и обусловливает вторичную твердость, имеющую максимум
при 550 — 560'. Некоторую, но лишь дополнительную роль может играть
и превращение остаточного аустенита.

е ° )
° е
° °
° °
° 9 I'
° °
9 °
° ° )
° й
° ° 4
° ° °
° r
9 )
° ° ° ° Ф
° а
° °
ю °
° 19 r °
а 9
а
й °
е ° ° ° ° е в е ° в111r )
Э
° е r °
И r в
) ° °
9 ф Ф
° ° вй Эr °
а
ф а
° )
° ф Э °
в °
а
° °
° в ° 9 °
° е °
° 11 °
° ) ° ° Э °
Э r °
а
а °
9 ° °
11
° е °
° ° ° °
° ) й а
9 ф ) °
)99r
й
° I °
° ° ° в
° а
O
° ° е °
° а
а
° е Э
4 ° ° )
° I
° е в
° ° ) е °
Э r ° °
° ° °
а °
° °
° °
11 е ° ° °
1ИИ L
, 1ИИ ИИИИ
' 1ИИИИИИИ
,)ИИИИИИИ
1ИИИИИИИ
,1ЙИИИЙИ
/
(i ii ii li
// I /
'li // I Ф
Э ! °
в Э
б б б
° ! Э
° ° б й Е° вВ ° В °
° б ° е I »'
ф в I
° в В ° f
f ° б
° °
Э ф °
° ° ° I
° ° а а а ° ° ф
а 9
Э ° °
° ° ) °
° ° ° )
Э
° ° 9 ° ) ° °
° ° ° в
а ° ° й
° ° е в ° ° °
° °
е ° )
й
а а
r
й
) й
а
° в °
Э ) °
Э ° °
° ° а ° а
° °
Э ° I в
Э ) ° °
° ° ) °
а ) й
а
° е ° °
° så ° ° 11 1 °
° й
° 4
° ° °
11 99
° ° ° е
° °
° а °
° ° r )
а °
е ° ° °
° ° е
е °
° °
а °
° в ° е
) ° ° I
а
° а
в
° ° ° ° в
1
1
Э ° 9 Э
е ° ° 11 ° е
Э °
а 9
й ° °
° ° ° °
° °
Э r
° а ф ° 9
° ф
11 ° ф
й
ю ю
° ) Ф
° е °
а
й Э
Э е °
° в °
е °
Э
° ° в
ф ° 9 r O ° )
ф ° ф )
а
г
9 ° °
° а
li ° °
9 °
° ° °
ф
° )
° а °
9 ° °
° °
Э ° °
° е в
° °
° в ) °
° ° °
° е ° °
° 9 °
а
° е °
а а °
е °
Э °
° °
° ~~ ° °
° °
° °
° °
9
9 а
й
° °
° ° ° а
Э ° ° ° °
Э r ° ° в
° ° °
й ° ° ° ° ° 9 а
Э r ° °
° II
й
а °
° °
° й
° ° 11 9 ° ° ° ° °
° ° s 1) ° Эе
„ИИИИИИИИ
" бИИИИИРй. °
' И~%МИЛ °
--.,И ВЧИГ~ИИ
. И ВМИ
66 60610
а а а а o ° °
)
° °
9 ° е
° ° s ) °
Э ) ° ° r a ° Э ° ° °
s' ° ° ° Э ° s' ° в
° е ° 9 ° °
° ! ° I I'

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
легирующих элементов, которые определяют все описанные процессы
при отпуске, обусловливающие красностойкость, у всех этих сталей раз-
личается мало.
Процессы, протекающие в закаленной быстрорежущей стали при
отпуоке, определяют и изменение ее ме х а н иче с к и х св ой ств,,пока-
занное на рис. 278 [666, 370]. Однако ход кривой изменения прочности
не повторяет хода кривой твердости, так как твердость характеризует
сопротивление пластической
деформации, тогда как проч-
ность — в основном сопротив-
ление отрыву. Поэтому и ри
низких температурах отпуска
прочность возрастает вследст-
вие выделения углерода из
250
1
~ гг~
Я
~ 200
f75'
ЫО
1~
Ы0
~Ъ
&lt
б „
1
ф~
з ~
2&
S W
3 'ъ
Ф ~"
2
1
Q0
Юп i00 ЮО Sue m0
6~ц~~» ~еипе~ату~а gunny'~иа, 'С
1
1200 f900 ~20О 4240 ~Zg0
Температура закалки, С
«оо
Рис. 279. Влияние температуры закалки на
механические свойства сталей Р18 и Р19:
Рис. 278. Изменение механиче-
ских свойств стали Р18, закален-
ной с 1280' в масле, при отпуске
{прн 525 вЂ 6' — трехкратный
отпуск)
— — — — закалка в масле', закалка в масле
+ отпуск при 560о (трехкратный); —.— закалка в мас-
ле + отпуск при 15(P, 1 час
мартенсита и вызванного этим увеличения прочности межатомной связи
в ero решетке. Затем перевешивает фактор уменьшения суммарной про-
тяженности граничных слоев зерен в результате коагуляции цементита.
Выделение новых порций углерода из мартенсита в виде карбида хрома,
ванадия. го,ч &lt;~р" ма и, следователь о, дополнитель ое усиле ие м
атомной связи при дальнейшем повышении температуры отпуска вызы-
вает добавочное повышение прочности. Возможно, что замедление подь-
ема кривой прочности при температурах до 500' связано с мартенсит-
ным превращением остаточного аустенита, так как мартенсит обладает
меньшим сопротивлением отрыву, чем аустенит. Постоянство значений
прочности при отпуске выше 560' вплоть до 650' может быть объяснено
малой скоростью коагуляции частиц металлического соединения и боль-
шой устойчивостью закаленного легированного феррита, обладающего
высоким сопротивлением отрыву, против разупрочнения.
Таким образом, быстрорежушая сталь после отпуска мож~ иметь
также высокую прочность при повышенной пластичности. Следует, од-
нако, иметь в виду, что эту возмож~ность далеко не всегда удается реа-
лизовать. Как видно из рис. 279 [370], и прочность и пластичность резко
падают при высоких температурах закалки вследствие укрупнения зерна,
приобретая приблизительно такие же значения, как у низкоотпущенных
углеродистых и тем более низколегированных сталей (см. рис. 242). Не

447
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
менее резко, как можно видеть из рис. 280 16651, при этом падает и удар-
ная вязкость. Но для достижения наивысшей красностойкости необхо-
дима закалка именно с таких высоких температур. Г1оэтому высокие ме-
ханические свойства получаются только в ущерб красностойкости и
могут быть использованы лишь в некоторых случаях.
И з н о с о с т о й ко с т ь быстрорежущих сталей после закалки и вы-
сокого отпуска должна быть больше, чем у закаленных и низкоотпу-
щенных углеродистых и легированных сталей, и при комнатной или лишь
несколько повышенной рабочей температуре. Правда, по твердости ос-
новной массы стали обоих типов практически не различаются. Но коли-
60
8D
60
200 ФОО б00 800
ТВе~3осаь и„, ка/м~'
- 5б б8 60 62 64 66
7'6ev8ocms Е~
Рис. 280. Ударная вязкость (на
лен адрез аннам образце Ивода)
стали типа Р18 после закалки с
р азных темпер атур и отпуска
до разных уровней твердо~и
Рис. 281. Зависимость износостой-
кости закаленных сталей от Нх
твердости:
1 — сталь 40; 2 —; 8 — 9ХС; 4 — У12;
5 — X12; 6 — P18
чество карбидов и их твердость в быстрорежущей стали больше. Как
видно из приводимых ниже данных [674], высокую твердость имеют и
сложные карбиды вольфрама, хотя они уступают в этом отношении изо-
лированному монокарбиду WC (см. табл. 5). Карбиды же ванадия об-
ладают такой же высокой твердостью, как изолированный карбид QC;.
Твердость Н~ по микро-
твердости при нагрузке 25 е
1043 вЂ 11
2700 вЂ 29
1495 вЂ 18
Твердость
RC
65 — 67
83,5 — 85
73,5 — 77
Основная масса
Карбиды ванадия
Карбиды вольфрама (сложные)
Это положение может быть подтверждено приведенными на рис. 281
линиями', показывающими зависимость относительной износостойкости
DT твердости для разных сталей. Отсюда видно, что при одинаковой
твердости износостойкость значительно выше у сталей, в структуре кото-
рых содержится больше твердых карбидов, и достигает наибольшей ве-
личины у быстрорежущей стали Р18. Практика также подтверждает это
преимущество быстрорежущих сталей. Так, например, слесарные ножо-
вочные полотна из стали Р9 имеют во много раз более высокую стой-
кость, чем полотна из углеродистой стали, хотя они работают при ннз-
Ъ
' По данным М. М. Хр~ущова и М. А. Бабичева, заимствованным из брошюры
М. Q. Яка бс он, Качество поверхности реж)~щего инструмента и его долговечность,
Инф.-техн. листок № 77 (765) Ленинградского дома научно-технической пропаганды,
1955.
а
~ SO
~ 40
Ъ,
а зо
Ж
~С
го
р О
ь~
Ф,

448
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
кой температуре. Особенно большой износостойкостью отличаются вы-
сокованадиевые стали, содержащие большое количество очень твердых
ванадиевых карбидов.
Если же инструмент работает в условиях усиленного разогрева ре-
жущей кромки, то быстрорежущая сталь в еще большей степени превос-
ходит углеродистые и низколегированные стали благодаря нескольким
факторам. Основная масса, легированная элементами, повышающими
жа~ропрочность,феррита, и~меет более высокую «горячую» твердость.
Высокая красностойкость стали предотвращает необратимое пониже-
Бие твердости, а следовательно, и износостойкости инструмента в про-
цессе работы. Наконец, большая твердость карбидов вольфрама и осо-
бенно ванадия,,сохраняющаяся и в,процессе работы инструмента, сказы-
вается сильнее при повышенных температурах, когда «горячая» твер-
дость основной массы понижена.
В этих условчях также в наибольшей степени должна проявиться
износостойкость высокованадиевой стали. Стали же Р18, Р9 и ЭИ347
заметно не различаются по износостойкости. 1~ак видно из табл. 77, ко-
личество карбидов после закалки в сталях Р9 и ЭИ347, правда, меньше,
чем в стали Р18 ', но зато в этих сталях, особенно в Р9, больше карбидов
ванадия с очень высокой твердостью.
Таким образом, легирующие элементы в быстрорежущей стали,
повышая «горячую» твердость, сообщая ей красностойкость и образуя
большое количество твердых карбидов, увеличивают и ее износостой-
кость, относящуюся к числу весьма важных эксплуатационных свойств.
Влияние основных элементов на важнеишие технологические своиства
быстрорежущей стали
Легирующие элементы оказывают большое влияние и на техноло-
гические свойства быстрорежущей стали, в одних направлениях поло-
жительное, в других — отрицательное. Отрицательная роль высокого ле-
гирования сказывается, в частности, косвенно в том, что быстрорегку-
щие стали требуют закалки с очень. высоких температур. Такой нагрев не-
обходим для перевода в твердый раствор части легирующих элементов и
углерода, связанных в стойких карбидах. Одновременно это создает воз-
можность выделения при отпуске предполагаемого нами металлического
соединения Fe-W-Cr. Высокий нагрев желателен также для достижения
наибольшего упрочнения феррита и сообщения ему большой устойчи-
вости против разупрочнения при отпуске.
Необходимость весьма высокого нагрева для закалки не только за-
трудняет и удорожает обработку инструментов, но и вызывает опас-
ность обезуглероживания поверхностного слоя и, главным образом,
укр уп н ен и я з е рн а. Однако содержащиеся в быстрорежущей стали
легирующие элементы в то же время способствуют уменьшению скоро-
сти роста зерна за счет их действия в нескольких направлениях (стр. 91}.
Повышая температупный интервал превращения перлита в аустенит до
820 — 860', они при данной температуре нагрева уменьшают степень пе-
регрева стали. Часть легирующих элементов, растворенная при темпе-
ратуре нагрева в аустените, увеличивая прочность межатомной связи в
решетке последнего, уменьшает скорость роста зерна. Главное же влия-
ние элементов заключается в том, что они образуют стойкие карбиды,
большое количество которых не диссоциирует даже при самых высоких
температурах нагрева для закалки, связывая около половины содержа-
* Фактическое, т. е. объемяое, количество карбидов в этих сталях значительно
больше указанного в табл. 77, так как карбид ванадия имеет примерно в 2 раза мень-
ший удельный вес, чем сложный карбид вольфрама.

РОЛЬ Р ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
449
щегося'в стали углерода. Вследствие этого в аустените растворено мало
углерода, который, уменьшая силы связи в решетке железа, сильно ус-
коряет рост зерна. Наконец, положительную роль играют также мелкие
карбиды, расположенные по границам зерен, препятствуя вначале, до
своего растворения, слиянию зерен.
Сравнение состава твердого раствора, например по данным табл. 77,
в сталях Р18, Р9 и ЭИ347 показывает, что при температуре 1270 — 1280
в растворе стали Р18 содержится приблизительно столько же вольфрама
и хрома, но меньше ванадия, чем в сталях ЭИ347 и Р9 при 1240'. Следо-
вательно, в последних сталях раствор содержит больше углерода, чем в
стали Р18. Поэтому температура, при которой получается зерно приоли-
зительно одинаковой величины, в стали Р18 должна быть на 20 — 30'
выше, чем в сталях Р9 и ЭИ347. Действительно, в стали Р18 при закал-
ке с 1280 — 1290' зерно имеет такую же величину, как в стали Р9, зака-
ленной с 1260 [370l. По нашему мнению, это объясняется именно тем,
что большее примерно на 0,1О/р содержание углерода в аустените при
1260' сказывается на росте зерна практически в такой же степени, как
повышение температуры нагрева на 20 — 30'. Таким о6разом, стали Р9 и
ЭИ347 более чувствительны к перегреву выше оптимальной для них
температуры закалки, чем сталь Р18.
Следует заметить, что в быстрорежущих сталях, как и в сталях дру-
гих типов, не учитываемые обычно фазы также могут задерживать рост
зерна в процессе нагрева. Такое влияние можно вызвать и преднамерен-
ныи введением в сталь малых добавок некоторых элементов, например
алюминия, азота, титана, образующих стойкие дисперсные фазы. Кроме
того, в быстрорежущих сталях на рост зерна влияет карбидная неодно-
родность, как это видно из приведенного выше рис. 268. Наиболее мел-
кое и равномерное по величине зерно имеет после закалки сталь, у ко-
торой в исходной структуре мелкие избыточные карбиды были равно;
мерно распределены.
Влияние легирующих элементов н а и з м е н е н и е р а з м е р о в
б ыст,рар ежущей стали при закал ке связано с их,влиянием
на количество получаемого после закалки остаточного аустенита при
данной степени тетрагональности мартенсита. Если сравним в этом QT-
ношении стали Р18, Р9 и ЭИ347, то увидим следующее. Содержание хро-
ма (наиболее сильно способствующего получению остаточного аустени-
та) в твердом растворе всех сталей при температуре закалки практиче-
сти одинаково (см. табл. 77 и рис. 275). Содержание углерода в мартен-
сите и в аустените у сталей Р9 и ЭИ347 несколько выше, чем в стали Р18.
Но эта разница в содержании углерода очень мало влияет на тетраго-
нальность мартенсита. Количество же остаточного аустенита при закал-
ке с одинаковой температуры в стали Р18 по этой причине меньше, чем
в Р9 и ЭИ347. Так, например, при закалке с 1200' в стали Р18 получает-
ся около 17О/О, а в,стали Р9 — около 20 /О остаточного аустенита. Прибли-
зительно столько же получается и в стали ЭИ347 [6771. Поэтому нулевое
изменение объема в стали Р18 получается при несколько более высокой
температуре закалки. чем в сталях Р9 и ЭИ347.
Д е-ф о р м а ц и я при закалке у сталей Р18 и Р9 с повышение~м тем-
пературы за~калки силь~но увеличивается (рис. 282), по-~видимому, потому,
что здесь в решающей степени сказываются т е р м и ч е с к и е напряже-
ния. Следовательно, в этом отношении легирующие элементы, обуслов-
ливая необходимость закалки стали с весьма высоких температур, кос-
венно сказываются отрицательно. В частности, сталь Р18, у которой оп-
тимальная температура закалки выше, чем у Р9 (см. табл. 75), дефопми-

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
450
руется сильнее, чем последняя, хотя при одинаковой температуре закал-
ки она деформируется меньше стали Р9 (рис. 282). Однако низколегиро
ванные стали при закалке со значительно более низких температур и,
следовательно, меньших термических напряжениях приобретают или поч-
ти такую же (при сравнении с закалкой с 1300') или большую (при
1
+0P5
РУ
+0Л
+ 0'
a[+
Erg
+ g/Х
:- +о,и
1/О ~200 ~2~0 ~МУ йЗР
Темпе~авууа закапко, 'С
f100
сравнении с закалкой с 1200') деформацию, чем сталь Р18. Это можно
объяснить меньшими с т р у к т у р н ы м и напряжениями, возникающи-
ми в процессе охлаждения ниже,мартенситной точки за счет разности
удельных объемов мартенсита и аустенита, вследствие ма-
лого содержания углерода в мартепсите быстрорежущей стали. QpoMe
того, здесь, по-видимому, сказывается положительное прямое влияние
~ +ог
~Ъ
+од
з s zsa
карбидная полосчашость,
баллы'
Рис. 283. Влияние степени
карбидной неоднородности на
изменение длины и диаметра
образцов из стали Р18 после
вакалкк с 1290'. Охлаждение
в селитре при 450' и затем
на воздухе
легирующих элементов, заключающееся в том, что высоколегированный
аустенит сВМ о~бладает ме~ньшей пластичностью и вдобавок дополнитель-
но упрочнен значительным количеством нерастворившихся карбидов.
Из рис. 283 [730] видно, что с увеличением балла карбидной неодно-
родности в быстрорежущей стали. как и в других ледебуритных сталях
(см. рис. 250 и 291), наблюдается значительное дополнительное увели-
+005
О
-О,о5
-015
-о,г5
Рис. 282. Разность относительного приращения длины и
уменьшвн~ия диаметра у образцов диаметром 20 мм и дли-
ной 40 мм из сталей Р18 и Р9 [после закалки с разных тем-
,ператур. Охлаждение в селитре при 450' [730]
б
° 0 ф
E
8 ~
~~ 0б
О,Ф
Рис. 284. Влияние содержания вана-
дия в быстрорежущей стали с раз-
ной асио~вой на ее шлифуемость
[674]. Шлифуемость характеризуется
без,р азмер ной велич и[ной, представ-
ляющей собой отношение снятого
объем а испытуемой стали к изно-
шенному объему шлифовального
круга

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
451
чение деформации, обусловленное анизотропностью изменения раз-
меров.
На ш л и ф у е м о с т ь быстроре&gt;ку ей ста и, определяе ую гл
ным образом твердостью содержащихся в ней карбидов, решающее вли-
яние оказывает количественное соотношение карбидов разного состава.
Так как наивысыей твердостью в быстрорежущей стали обладают кар-
биды ванадия, то и шлифуемость стали должна ухудшаться с увеличени-
ем содержания в ней ванадия (рис. 284). Из рис. 284 видно, что, хотя
при некоторых основах шлифуемость стали отклоняется от сплошной ли-
нии в ту или другую сторону,,все же решающую роль играет содержание
ванадия. Худшая шлифуемость стали с пониженным содержанием воль-
фрама так&gt; е, по-видимо у, объясняе ся повышен ым количест о в
карбидов ванадия. Отклонения частично могут объясняться и различны-
ии формой, величиной и распределением карбидов. В частности, круп-
ные угловатые карбиды ванадия ухудшают шлифуемость.
В соответствии с этим из рассматриваемых нами марок быстроре-
жущей стали с пониженным содержанием вольфрама и повышенным со-
держанием ванадия лучшей шлифуемостью обладает сталь ЭИ347.
Сталь Р9 обладает плохой шлифуемостью, что делает ее менее пригод-
ной или совсем непригодной для многих трудоемких по шлифованию ин-
струментов [6771. Наихудшей шлифуемостью обладают по этой причине
высокоуглеродистые высокованадиевые стали.
Основные особенности термической обработки быстрорежущей стали
~ДЦ Q40 Q80 бЖ
Теиперагпуро закапкц, С
(
Рис. 285. Влияние температуры за-
калки на, красностойкость сталей
Р18 и Р9
О с о б е н н о с т и з а к а л к и быстрорежущей стали связаны с
тем, что для достижения высокой красностойкости необходимо переве-
сти в твердый раствоп при нагреве и удержать в нем при последующем
охлаждении по возможности большее количество легирующих элементов
и углерода. Из рис. 275 видно, что в наибольшей степени твердый ра-
створ обогащается вольфрамом и продал&gt;к ет обогащат ся ванад
при температурах выше 1100'. Но и нагрев выше 1200' в стали Р18 еще
существенно увеличивает содержание
вольфрама и ванадия в аустените.
Поэтому и красностойкость, характе-
ризуемая значением температуры, при
~ ОЮ
которой отпущенная сталь после четы- & t;
рехкратного нагрева сохраняет твер-
дость 60 Яс, как видно из рис. 285
(построен нами по данным [666]), у ф
стали Р18 до температуры закалки
1260 — 1270 возрастает еще сильно,
а затем медленно. У стали же Р9 крас-
ностойкость уже после 1200' возра-
стает медленно. А так как закалка
с наиболее высоких возможных темпе-
ратур прифодит к резкому падению
прочности, пластичности и вязкости
(см. рис. 279 и 280), то Ю. А. Геллер [666, 370] рекомендует выбирать
температуру закалки с учетом назначения, размеров и условий работы
инструментов. В тех случаях, когда инструмент преждевременно выходит
из строя из-за поломки или выкрашивания режущей кромки, целесооб-
разно понизить температуру закалки, даже с.некоторым ущербом для
красностойкости. При этом уменьшается также деформация и опасность
получения трещин прои закалке.

452
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
Но и в тех случаях, когда должна быть получена наивысшая крас-
ностойкость, а механические свойства играют меньшую роль, не реко-
мендуется закаливать сталь с температур выше 1300'. Как видно из диа-
граммы состояний (рис. 259), в стали с нормальным содержанием уг-
лерода, особенно при пониженном исходном содержании легирующих
элементов или в местах, обедненных последними за гчет ликвации,
перегрев сопряжен с опасностью оплавления, приводящего к появлению
эвтектики по границам зерен. Возможно также увеличение количества
стабильных (угловатых) карбидов. При пониженном содержании уг-
лерода, полученном, например, в результате небольшого обезуглерожи-
вания, повышенном исходном содержании легирующих элементов (сдви-
гающих точки g, h, ~ и ~ вправо) или в местах, обогащенных последни-
ми за счет ликвации, перегрев сопряжен с опасностью получения
б-феррита и б-эвтектоида (см. рис. 259).
Рекомендуемые для основных типов инструментов из хромоволь-
фрамованадиевых быстрорежущих сталей температуры закалки приве-
дены в табл. 75 [370]. То обстоятельство, что у сталей Р9 и ЭИ347 при-
близительно такая же концентрация вольфрама в мартенсите (аустени-
те) и такая же красностойкость, как у стали Р18, достигается после за-
калки с более низких температур (см. рис. 285 и табл. 75), можно обь-
яснить меньшим содержанием в них вольфрама, вернее, меньшим атом-
ным отношением W: С. Вследствие этого количество сравнительно лег-
ко растворяющихся карбидов типа М2зСа в сталях Р9 и ЭИ347 больше,
а количество трудно растворимых карбидов типа МаС меньше, чем в
стали Р18.
Таблица 75
Рекомендуемые температуры закалки для инструментов основных типов
из хромовольфрамованадиевых быстрорежущих сталей
Температура нагрева, 'С, для сталей
Тип инструмента
ЭИ347
Р9
Р18
1230 — 1240
1220 вЂ 12
1220 вЂ 12
1210 вЂ 12
1210 — 1225
1200 — 1215
1240 вЂ 12
1220 вЂ 12
1220 вЂ 12
1210 вЂ 12
1210 — 1230
1200 вЂ 12
Сверла диаметром более 15 — 22 мм и резцы
Фасонный инструмент диаметром 10 — 70 мм
Сверла диаметром 5 — 15 мм
Фасонный инструмент диаметром 5 — 10 мм
Фасонный инструмент диаметром более 70 мм
Инструмент диаметром менее 3 — 5 мм
1280 — 1300
1270 вЂ 12
1270 в 1290
1260--1280
1260 — 1280
1250 вЂ 12
Яля предупреждения укрупнения зерна продолжительность нагре-
ва при температуре закалки берется минимальной и, в зависимости от
диаметра инструмента, колеблется в пределах от 1 — 1,5 до 10 — 15 мин.
При данном диаметре инструмента одинаковая величина зерна может
быть получена путем короткого нагрева при более высокой температуре
и путем более продолжительного нагрева при пониженной температуре.
Поэтому в одной из последних зарубежных работ [915] исследовано от-
носительное влия~ние обоих факторов на важнейшие свойства вольфра-
момолибденованадиевой стали 6-5-4-2 (сталь 12 в табл. 79 и 3 в табл.
80) . Авторы этой работы предлагают пользоваться при закалке (в огра-
ниченном интервале продолжительности выдержки) параметром Т(С g-
+ 1g L), связывающим температуру закалки Т в К с продолжительно.
стью выдержки t (C — константа для данной стали), подобно тому, как

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
453
это в последние годы делают при отпуске (без ограничения интервала
выдержек). На основании результатов исследования авторы рекоменду-
ют закаливать инструменты, для работы которых наиболее важны ме-
ханические свойства, а также инструменты, имеющие сильно различаю-
щиеся сечения, с пониженных температур, но с большей продолжитель-
ностью выдержки.
Однако при установлении эквивалентов для температуры нагрева
и продолжительности выдержки необходимо учитывать, что равнозес-
ная концентрация аустенита определяется только температурой, а ско-
рость достижения этой концентрации сильно зависит от состава карбид-
ной фазы и, следовательно, от состава стали, а также от исходной стрчк-
туры ее. Так, у стали Р]8, по исследованиям 10. А. Геллера [370], равно-
весная концентрация аустенита при температуре выше 1280 достигает-
ся уже в течение 20 — 30 сек. Поэтому увеличением продолжительности
выдержки до получения зерна одинаковой величины нельзя скомпенси-
ровать понижения температуры нагрева по количеству растворившихся
карбидов.
Что касается скорости охлаждения, то, несмотря на высокую устой-
чивость аустенита быстрорежущей стали как в перлитной, так и в
промежуточной о~бласти (рис. 286), у инструмента диаметром
больше 3 — 5 мм лучшая красностойкость получается прои охлажде-
нии не на воздухе, а в масле. Частично это необходимо для подавления
или уменьшения выделения карбидов при повышенных температурах,
возможнос1ь которого отмечена на кривой рис. 286. С нашей точки зре-
ния, повышенная скорость охлаждения уменьшает и количество выпада-
ющих субмикроскопических частиц металлического соединения, что уси-
ливает эффект, сопровождающий их выделение при последующем отпу-
ске, и дополнительно повышает красностойкость стали.
С. С. Штейнбергом [390] была рекомендована и позднее поддержа-
на другими исследователями [391, 393] ступе.нч ат а я з а к ал к а бы-
строрежущей стали с выдержкой до 3 час. в ванне с температурой 550—
600 и последующим охлаждением на воздухе. Смысл этой обработки, по
мнению С. С. Штейнберга, заключается в выделении дисперсных карби-
дов из аустенита во время выдержки при температуре ступени.
С. С. Штейнберг считал, что мартенсит, полученный из такого «поста-
ревшего» аустенита, обладает иными свойствами. Это предположение в
заводской практике, а также при новейших исследованиях [425] не под-
твердилось, но ступенчатая закалка получила применение для быстро-
режушей стали. как и в других случаях, в качестве способа уменьшения
напряжений, изменения размеров, деформации и опасности получения
трещин при закалке, особенно для инструментов сложной формы. При
этом выдержка может составлять только несколько минут.
Температура ванны, как видно из рис. 286, может колебаться в ши-
роких пределах, но лучше всего брать ее равной 450 — 550'. После такой
закалки инсгрумент подвергается двух- или трехкратному отпуску, при-
нятому для данной стали.
Еще больший эффект в этом направлении дает и з о т е р м и ч е-
с к а я з а к а л к а с разложением аустенита в промежуточной обла-
сти подкритических температур [392, 666, 903, 904 и др.] т. е., как это сле-
дует из рис. 286, при 200 — 300'. Из табл. 76 [392] видно, что при 260' зна-
чительная часть аустепита стабилизируется и не превращается в мар-
тенсит при последующем охлаждении на воздухе [см. также 682]. Изме-
нением продолжительности выдержки можно регулировать соотношение
между количеством игольчатого троостита, мартенсита и аустенита

454
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
(около 5% составляют не переведенные в раствор при температуре за- .
калки карбиды). С увеличением продолжительности выдержки количе-
ство аустенита увеличивается, а количество мартенсита уменьшается и
при выдержке 4 часа становится равным нулю. Вследствие этого твер-
760
540
205
О
001
Of
1РО
800
700
100
1О ~О~ ig& t; Ю4
дремя, сек.
0 204060
'1С
Рис. 286. Кинетические кривые изотермичеокого разложения переохлажден-
ного аустенита для оыстрорежущих сталей [906]:
а — типа Р18 (по П. Гордону и др.); б — Р9, предварительный нагрев ]22(Р
(по А. П. Гуляеву и др.)
дость стали после такой закалки с увеличением продолжительности вы-
держки уменьшается. Однако после отпуска при 560' твердость полу-
чается почти такая же, как у стали, нормально закаленной в масле и от-
пущенной. Точно так же не наблюдается заметного различия в красно-
стойкости и режущих свойствах у стали, подвергнутой до отпуска нзо-
с,~ б00
~ 500
~~ wo
300
о
425
w 315
'М
%э
1
~ремя, чпсы
а
0 гп ~О ВО 80
gmpyzmypnoie состад-
IB&lt; u

455
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Табл и ца 76
Структура и твердость стали типа Р18 и ри изотермической закалке
Твердость ~С
Структурные составляющие после
охлаждения на воздухе с 260', ~4
Продолжи-
тельность
термической закалке и обычной закалке в масле, а по некоторым дан-
ным [903] в первом случае разупрочнение протекает даже медленней.
В то же время, вследствие большого количества остаточного аусте-
нита, меньших термических и структурных напряжений, уменьшается де-
формация по сравнению с получаемой не только после закалки в масле,
но и после ступенчатой закалки. Поэтому изотермическая закалка осо-
бенно рекомендуется для инструментов сложной формы и больших раз-
мероз [666]. Практически оказывается достаточной продолжительность
выдержки в ванне около 1 часа. Механические свойства после изотерми-
ческой закалки и последующего отпуска имеют более высокие значения,
чем после обычной закалки и отпуска. Еще более высокие механические
свойства получактся после комбинированной изотермической обработ-
ки 1 [903].
О с о б е н н о с т и о т п у с к а быстрорежущей стали связаны с мар-
тенситным превращением остаточного аустенита. Первая особенность
заключается в том, что это превращение, как было установлено в рабо-
те С. С. Штейнберга и В. И. Зюзина [181], в быстрорежущей стали совер-
шается «е при температуре отпуска, а в процессе последующего охлаж-
дения. Однако их предположение, что это объясняется выделением кар-
бидов из остаточного аустенита во время выдержки при температуре от-
пуска, приводящим к повышению его мартенситной точки, в новых ис-
следованиях [425] не подтверждается, и механизм этого процесса остает-
ся еще не выясненным. Можно предположить, что выдержка при темпе-
ратуре отпуска сказывается в том, что при этом происходит отпуск
м а р т е и с и т а, сопровождающийся уменьшением его удельного объе-
ма, а также частичная релаксация напряжений. Вследствие этого умень-
шается доля упругой энергии Е на границе кристаллов мартенсита и ау-
стенита, что, в соответствии с теорией Г. В. Курдюмова, сообщая общему
изменению свободной энергии Л~ отрицательное значение (cM. стр. 122),
должно возобновить стимул к дальнейшему росту мартенситных кри-
сталлов. Но так как при этом частично, нарушается когерентность реше-
ток у и и, то лишь незначительное количество остаточного аустенита мо-
жет превратиться в мартенсит во время изотермической выдержки при
температуре отпуска. В одном из новых исследований [683] действитель-
но было найдено, что в течение трехчасовой выдержки закаленной ста-
' Охлаждение в ванне 250 — 260, выдержка 4 часа. затем в ванне 560, выдержка
3 часа; затем в ванне 250 — 260, выдержка 3 часа; охлаждение на воздухе.

456
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
ли PIS при 500 — 560';превращалось 2 — 50/, остаточного аустенита. При
температуре же 650' разлагался изотермичеоки почти весь аустенит (но,
вероятно, уже не в мартенсит). Кроме того, выдержка при повышенной
температуре несколько обедняет граничный слой зерен легирующими
элементами и углеродом за счет перераспределения, что, iB соответствии
с нашим предположением (стр. 122), должно также облегчить при по-
следующем охлаждении образование н о в ы х кристаллов мартенсита
за счет повышения в этом слое мартенситной точки и увеличения состав-
ляющей энергии — ЛР„. Некоторым подтверждением такого предположе-
ния может служить то обстоятельство, что мартенситная точка остаточ-
ного аустенита повышается тем в большей степени, чем больше была
продолжительность выдержки при температуре отпуска [373].
Вторая особенность заключается в применении многократного от-
пуска, предложенного С. С. Штейнбергом и В. И. Зюзиным с целью на-
иболее полного превращения остаточного аустенита. Многократный от-
пуск получил практическое применение во,всех странах, причем число
отпусков колеблется в пределах 2 — 4 и должно быть тем больше, чем
больше остаточного аустенита было получено в стали при закалке и чем
вьппе его устойчивость.
В то же время было показано [389, 683] и практически подтвержде-
но, что достаточно полное превращение остаточного аустенита и повы-
шение твердости стали может быть достигнуго и при однократном отпу-
ске, продолжительность которого равна суммарной продолжительности
выдержки при мкогократном отпуске. Основной смысл многократного
отпуска быстрорежушей стали заключается, очевидно, в том, что при по-
вторных нагревах отпускается также «вторичный» мартенсит, получен-
ный из остаточного аустснита в процессе охлаждения после первого от-
пуска, тогда как при однократном нагреве, хотя и с удлиненной выдер-
жкой, отпускается только «первичный» мартенсит, полученный при за-
калке. А так как отпуск мартенсита повышает его хрупкую прочность и
одновременно пластичность и вязкость, то повторный отпуск должен до-
полнительно повысить механические свойства стали. Некоторое положи-
тельное значение имеет также уменьшение остаточных напряжений, по-
лученных при мартенситном превращении во время первого отпуска.
Отсюда следует, что в случае превращения остаточного аустенита в
мартенсит непосредстфенно после закалки уже при первом нагреве бу-
дет отпущен весь мартенсит — и первичный и вторичный, вследствие че.
го [механические свойства должны повыситься после Однократного от-
пуска приблизительно до того же уровня, что и после многократного.
Из рис. 287 [370] действительно видно, что у стали Р18, не подвергавшей-
ся после закалки обработке холодам, механические свойства заметно по-
вышаются после второго и в,небольшой степени — после третьего отпу-
ска. У стали, подвергнутой после закалки обработке холодом, хрупкая
прочность и пластичность до отпуска понижаются. После однократного
же отпуска обе характеристики достигают практически таких же значе-
ний, как после второго — третьего отпуска у стали', не обрабатывавшей.
СЯ ХОЛОДОМ.
Теоретически, если исходить из,высказанного выше предположения
о возможной роли отпуска мартенсита в стимулировании дальнейшего
роста его кристаллов, следует полагать, что многократный отпуск, умень-
шая при каждом ноевом нагреве долю упругой энергии вокруг кристал-
лов вторичного мартенсита, образовавшихся при предыдущем отпуске,
должен способствовать и более полному превращению остаточного ау-
стенита, чем однократный отпуск. Интересно отметить, что связь между

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
457
эффективностью многократного отпуска по сравнению с однократным и
степенью разложения мартенсита наблюдалась и экспериментально f675].
Практически это означает, что эффективность многократного отпу-
ска по сравнению с однократным в смысле полноты превращения оста-
точного аустенита и по~вышения механических свойств стали должна
быть нез,начительной в стали, содержащей после закалки небольшое ко-
личество аустенита, несколько большей — в стали с повышенным коли-
чеством аустенита и ощутимой — в стали, содержащей большое количе-
ство остаточного аустенита. Поэтому и число отпусков с увеличением ко-
личества остаточного аустенита и его устойчивости должно быть больше.
В этой связи следует рассматривать и значение обработки холодом
как средства пре~ращения остаточного аустенита в мартенсит в быстро-
режушей стали. ]~ак видно из рис. 287, эта
обработка способствует достижению повы-
шенных механических свойств при [меньшем
~'~
числе отпусков. Поэтому, если считать, что
ил
роль обработки холодам этим и ограничи-
вается, то применение ее для быстрорежу-
щей стали является в основном экономиче-
ским ~вопросом и оправдывается в тем боль-
шей степени, чем больше получающееся в
стали количество остаточного аустенита и
ero устойчивость. При этом следует учиты-
г
вать и то, что обработка холодом вызывает
дополнительную дефор~мацию инструмента.
Имеются. однако, данные [730], что после
всего цикла термической обработки разли-
чие в дефор|мации невелико.
Цто касается влияния обработки хола- иием числа отпусков при
цом на режущие свойства инструмента, то по 560', правд~~]ж~~~-'~ы~ост~
этому вопросу в мировой литературе имеют- киждого оппускн ~ чис.
ся самые противоречивые данные. Это ука-
без обработки холо-
дом: — — — — — после закалки
ЗЫВаЕТ HB ВОЗ~МОЖНОСТЬ бОЛЬШОГО ВЛИЯНИЧ в масле, охлаждение до — 78е
методических факторов и условий испытания
резанием на elo результаты. А так как теоретических обоснований преи-
мущества обработки холодом перед обычной закалкой и многократным
отпуском для режущих свойств инструмента мы на данном этапе ~наших
знаний не видим, То можно считать обе эти обработки практически рав-
ноценным[и.
Влияние различнь1х условий Обработки холодом на,превращение
остаточного аустенита мы здесь не рассматриваем, так как в настоящее
время этому вопросу посвящена обширная литература [336, 33p].
Однако в связи с известным фактом стабилизации остаточного ау-
стенита в случае выдержки при комнатной температуре или низкого от-
пуска упомянем здесь о том, что, как показано в последнее время [бя6],
Bbluep_#_&lt K в тече и 3 Ђ 6 ч с. ри комнат ой температ ре по ле за
ки, а также предварительный низкий отпуск стабилизируют аустенит не
только против воздействия низких температур, но и против высокого от-
пуска Последнее проявляется в том, что после первого Отпуска сохра
няется большее количество аустенита, вследствие чего Он не превра
щается полностью при втором отпуске, и оказывается необходимым еще
агут ~bITb объ
нашего предположения (см. стр. 122) о физической сущности явления
стабилизации аустенита против дальнейшего ero превращения
4 ~
z~~
ИСПО Отпускоб
ао
без
omngcjlrO

458
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'РРУМЕНТАЛЬНОР1 СТАЛИ
В главе о легировании цементуемых сталей мы приводили получен-
ные в исследованиях последних лет данные о том, что превращение оста-
точного аустенита может быть достигнуто также путем дробеструйной
обработки. Однако такой эффект достигается только в тонком поверх-
ностном слое, хотя твердость при этом повышается очень сильно [687].
Поэтому для инструментов дробеструйная обработка с этой целью если
и может быть применена, то лишь в ограниченном количестве случаев,
тем оолее что шлифовка может снять самый твердый слой. Отпуск же
до дробеструйной обработки стабилизирует аустенит и уменьшает дости-
гаемый эффект. Наконец, нагрев режущей кромки в процессе работы
может снять этот эффект.
1~ особенностям термической обработки быстрорежущей стали, с ко-
торыми приходится практически считаться, относятся также два явле-
ния, из которых одно аналогично отпускной хрупкости в конструкцион-
ной стали, а второе — так называемой порче магнитной стали.
«Отпускная хрупкость» в быстрорежущей стали проявляется в том
[688], что медленное охлаждение с 700 — 780"- или длительный нагрев в ин-
тервале 550 — 650' приводят к значительному понижению вязкости, не-
сопровождающемуся изменением ее физических и других механических
свойств. Быстрое охлаждение, например в масле, с 700 — 780' восстанав-
ливает вязкость стали. 1(инстика развития этого вида хрупкости в быст-
рорежущей стали Р18 и Р9 аналогична конструкционной стали. Поэтому
с наибольшей вероятностью можно счичать, что и природа этого явле-
ния та же, что в конструкционной стали, т. е. оно может быть объясне-
но процессами в граничном слое зерна, рассмотренными нами в каче-
стве предположения применительно к конструкционной стали (стр. 274).
В соответствии с этим предположением, развитию отпускной хрупкости
в быстрорежущей стали должен способствовать химический состав ее
твердого раствора, содержащего в отожженном состоянии значительное
количество хрома, вольфрама и ванадия.
Второе явление подобно порче вольфрамовой, хромистой и кобаль-
товой стали для постоянных магнитов и низколегированной вольфрамо-
вой инструментальной стали. У бысчрорежущей стали оно заключается
в том [41, 370], что длительный отжиг после ковки при 850 — 900' пони-
жает режущие свойства стали и ее красностойкость. Наиболее вероят-
ной причиной этого явления у быстрорежущей, как и у вольфрамовой
магнитной и инструментальной сталей, мы считаем коагуляцию карбидов
при длительном отжиге, что несколько уменьшает количество карбидов,
переходящих в раствор при закалке, и, следовательно, их участие в сооб-
1цении стали к~~асностойкости. Такое предположение частичпо подтвер-
ждается и тем, что порче в значительно большей степени подвержена хо-
лод~окатаная сталь, так как наклеп, как известно, сильно облегчает про-
цесс коагуляции карбидов.
Объяснение порчи быстрорежущей стали образованием в ней при
отжиге стабильного карбида WC еще более сомнвтельно, чем для воль.
фрамовой магнитной и низколегированной инструментальной, так как в
быстрорежущей стали ка~рбид WC до сих пор не наблюдался (см. стр.
426). QpoMe того, следует учесть, что испорченная сталь, например маг-
нитная, исправляется, нормализацией с температуры около 1200'. Отсюда
видно, что если бы причиной порчи магнитной или инструментальной
стали, закаливаемой с -850, и являлся карбид WC, то при -1200' он ра-
створялся бы в аустените (что, кстати сказать, мало вероятно). Следо-
вательно, причиной порчи быстрорежущей стали, закаливаемой с тем-
пературы выше 1250, этот карбид не мог бы служить, даже если бы он

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
459
в ней и образовался при отжиге. Коагуляция же и без того весьма стой-
ких вольфрамовых карбидов в быстрорежущей стали может заметно
препятствовать их растворению в аустените и при температурах вь;ше
1250', о чем до некоторой степени свидетельствует также поведение угло-
ватых карбидов.
Механизм влияния элементов в быстрорежущей стали и тенденции
в области ее легирования
Путь раз~вития быстрорежущих сталей был приблизительно сле-
дующий. Хронологически первой была сталь типа Р18, содер~жавшая
около 13% W и до 220 W. Позднее (приблизительно в 1912 г.} было ус-
тановлено, что режущие свойства этой стали могут быть значительно по-
вышены введением в нее 5 — 15/'р Со. Еще позднее (1927 — 1930 г.) была
показана возможность улучшения режущих свойств быстрорежущей ста-
ли за счет увеличения содержания в ней ванадия при одновременном по-
вышении содержания углерода.
На протяжении последних 20 — 25 лет основная тенденция В об-
ласти легирования быстрорежущей стали во всех странах ха~рактери-
зовалась поисками возможностей понижения в ней содержания воль-
фрама, а также стремлением установить способы наиболее рациональ-
ного использования кобальта и высокого содержания ванадия. Пути
этих поисков в разных странах определялись главным образом сырьевы-
ми ресурсами данной страны. Но для успешности поисков необходимо
было систематически изучать влияние многих легирующих элементов на
разнообразные свойства быстрорежущей стали и природу их влияния.
Этим вопросам в последние годы и были посвящены многочисленные
исследования в Советском Союзе и B других странах. И хотя в настоя-
щее время наши,предста~вления о природе влияния элементов еще
далеки от совершенства, тем не менее сделаны крупные шаги в этом
направлении.
Выше мы кратко рассмотрели возможные причины влияния угле-
рода, вольфрама, ванадия и хрома — о сн о в ных элементов IB быст-
рорежущей стали — на процессы, определяющие ее важнейшие свой-
ства. Из этого видно, что у быстрорежущей стали еще в меньшей сте-
пени, чем у сталей многих других типов, можно выделить индивиду-
альное влияние к~аждого элемента, а следует говорить об их комплекс-
ном влиянии во взаимной связи. Все же мы попытаемся ни&gt ке р
смотреть роль некоторых элементов, являющихся, ве~роятно, в этом
комплексном влиянии главной.
В о л ь ф р а м — основной элемент, сообщающий быстрорежущей
стали красностойкость. Такое действие вольфрама определяется в об-
щем тем, что он образует стойкий против коагуляции сложный карбид
типа М6С и усиливает межатомные связи в решетке мартенсита. Раство-
ряясь в карбиде ти~па М~~С~, вольфрам также усиливает его стойкость
против коагуляции. Однако это может влиять только на ход кривой твер-
дости при отпуске до максимума и едва ли может заметно сказаться на
вторичной стойкости и на красностойкости. Зато вольфрам (вместе с
хромом и железом), по нашему предположению, участвует в образова-
нии тройного металлического соединения, выделение которого из твердо-
го раствора при ~высоких температурах отпуск~а дополнительно повышает
красностойкость стали. Правда, количество выделяющегося металличес-
кого соединения, вследствие того, что в твердом растворе содержится
О,3 — 0,4'/О С, цолжно быть невелико. Но оно обладает очень большой

460
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
стойкостью против коагуляции. Рроме того, как элемент, увеличивающий
маропрочность стали, вольфрам должен повышать го|рячую твердость
инструмента, также являющуюся одной из ооставляющи~х красностой-
кости. Этому дополнительно способствуют его нераствори~вшиеся кар-
биды.
Механизм действия вольфрама в других направлениях, на основании
рассмотренного выше влияния ero на важнейшие свойства быстрорежу-
щей стали, по нашему мнению, сводится к следующему. Сильно повышая
температуру рекристаллизации феррита, вольфрам, содержащийся еще
в значительном количестве в твердом растворе и после отпуска при 560',
задерживает разупрочнение феррита, упрочнившегося в процессе закал-
ки, одновременно повышая его хрупкую лрочность. Нерастворившиеся
прои температуре закалки ка~рбиды, связывая часть углерода н частично
располагаясь по границам зерен, замедляют рост последних, а после за-
калки и отпуска повышают износостойкость стали. Замедлению роста
зерна способствует и сам вольфрам, находящийся в растворе, за счет
~'силения им межатомной связи.
Однако вольфрам не может выполнить полностью своей роли, при-
сутствуя в стали один; для этого необходимо одновременное присутствие
в последней определенного ~количества ванадия и хрома. Так, например,
сталь типа ЗХ2ВЯ, содержащая 2,5 — 3"/p Cr, около Яо/о W, 0,3'/p V npu
0,35'/р С, обладает (см. рис. 297) большой устойчивостью против отпуска
и дает при -560' вторичную твердость. но не обладает еще красностой-
костью. Сталь типа Р18 без ва~надия обладает понижен~ной красностой-
костью.
Таким образом, в а н а дий «содействует» вольфраму Q выполнении
его основной роли — повышении красностойкости. Растворяясь в слож-
ном карбиде вольфра~ма, ванадий,повьгшает стойкость ero против коагу-
ляции, усиливая в нем межатомные связи. Очевидно, в основном за счет
этого (и дополнительно за счет хрома) карбид обладает большей стой-
костью против коагуляции, чем карбид ванадия, и поэтому инертнее вы-
деляется из мартенсита при отпуске и труднее переходит в раствор при
нагреве для закалки, чем ванадиевый карбид.
Роль ванадия этим не ограничивается. Часть его карбидов (см.
рис. 275 и табл. 77) также переходит в т~вердый раствор при нагреве для
закалки, обогащая раствор ванадием и углеродом, а при последующем
отпуске стойкие против коагуляции карбиды ванадия выделяются из
мартенсита, дополнительно повьппая ~вторичную твердость (за счет дис-
персионного тверде1ния) и красностойкость стали. С увеличен~ием общего
содержания ванадия в стали все,меньшая доля его переходит в раствор,
как можно видеть из табл. 77 [677], и все большая часть остается вне
раствора, главным образом в виде карбидов ванадия. Обладая высокой
твердостью, эти избыточные карбиды сильно увеличивают износостой-
кость стали при рабочем нагреве и горячую твердость, а при температу-
ре нагрева для закалки замедляют рост зерна.
Однако карбиды ванадия, связывая значительяое количество угле-
рода, уменьшают закаливаемость стали. Поэтому эффект от повышенно-
го содержания ванадия, как уже указывалось, может быть ~использован
только при условии одновременного повышения в стали содержания уг-
лерода. Так, при содержании ванадия в количестве 3; 4 и 4,5О/О содержа-
ние угл~ерода должно составлять -1; 1,3 и 1,4'/О соответственно. В то же
время очень твердые карбиды сильно ухудшают шлифуемость стали (см.
рис. 284). Повышенное содержание углерода в мартенсите н~ только пос-
ле закалки, но и после отпуска понижает также хрупкую прочность и

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
461
Табл ица 77
Фазовый химический состав быстрорежущих сталей
Химический состав
твердого раствора, %
от веса стали
Химический состав
стали, %
Общее
количсс тво
карбидов,
% от веса
стали
Марка
стали
Ссстояние
W
Cr
V
Cr
Отжиг
Закал ка (1270')
Отжиг
Закалка (1240')
Отж~'.г
Закалка (1240')
1 1,92
i 3,69
2,18
3,88
1,59
3,96
0,45
6,48
1,15
6,02
0,53
6,17
0,15
0,87
0,12
1,21
0,58
1,31
29,64
15,54
19,01
8,40
18,30
6,62
Р18
17,5 1,14
9,13 1,55
8,68 2,30
4,20
0,7
:=.)И347
0,74
4,34
0,87
4,20
Табли ца 78
Химический состав быстрорежущих сталей, применяемых в ГДР и ФРГ с 1950 г.
Химический состав, %
Номер
стали
Класс сталк
W
Go
Gr
Ч
Мо
2,85
9,0
12,0
12,0
12,0
12,0
6,5
18,0
18,0
2,75
4,75
4,75
' По указанию в работе [689], принятое по новому стандарту 1950 г. содержание
легирующих элементов несколько больше допустимого для них нижнего предела, что
имеет целью устранение значительных колебаний в режущих свойствах и чувствитель-
ности к условиям термической обработки.
вязкость высокованадиевой стали. В узких пределах свойства высокова-
надигвой стали можно, по-видимому, регулировать и за счет угле~рода.
Из сказанного следует, что установление эквивалентов вольфрама и
ванадия при «замене» первого последним лишено основания, так как
влияние обоих элементов на процессы в быстрорежущей стали и ее свой-
ства эквивалентно лишь частично. В то время, когда в быстрорежущую
сталь вводили только около 0,5% ванадия, содержание вольфрама в ней
доводили до 22 и даже до 24%. Повышение содержания ва~надия до 1—
1,2% позволило уменьшить количество вольфрама до 18% без ущерба
для режущих свойств стали. За счет дополнительного увеличения коли-
чества ванадия до 1,5 — 2,3% оказалось возможным получить стали, ко-
горые при содержании 9 — 10% W практически равноценны по режущим
свойствам стали тип~а Р18, но обладают худшими технологическими
свойствами: большей склонностью к росту зерна, а при верхнем содер-
жании ванадия — плохой шлифуеиостью. Это и были стали типа Р9 и
ЭИ347 (383, 677, 708]. Аналогичные стали', как видно из табл. 78 f689],
применяются и в ГДР и ФРГ (стали 2 и 3).

462
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
Однако дальнейшее повышение содержания ванадия до 4 — 5'/р, соп-
ровождаемое соответствующим увеличением количества углерода, уже
вообще нельзя рассматривать как путь замены вольфрама. Дей-
ствительно. с одной стороны, лишь очень незначительная доля допол-
нительного ванадия и углерода переводится при закалке в твердый рас-
твор, способствуя повышению красностойкости за счет дисперснонного
твердения. Основная же часть этого ванадия связана в карбидах
VC-V4C3, вызывая повышение стойкости инструмента за счет указан-
ных выше иных факторов. С другой стороны, ванадий усиливает дей-
ствие вольфрама за счет замещения в карбиде вольфрама части его ато-
мов своими. Это означает, что наиболее эффективно и полно высокое
содержание ванадия может быть использовано в сталях, в которых
одновременно содержится не слишком малое количество вольфрама.
Производственный опыт, по-видимому, подтверждает это положение.
Так, высокованадиевая высокоуглеродистая сталь, стандартизованная
в настсящее время в ГДР и ФРГ (сталь 5 в табл. 78), содержит 12О/о W.
R США и в Англии ванадий в количестве до 4 — 5О/, также вводится в
стали, содержащие либо 18'/& t; W, л б 5 Ђ” 6 / 4 Ђ” 4,5 /О Мо (ст
3, 9, 13 в табл. 79 и 2 в табл. 80). Если учесть, что молибден эквивален-
тен по своему действию приблизительно двойному количеству вольфр~а-
ма, то можно грубо считать, что и последняя сталь легирована 12—
14О/ W.
В Советском Союзе на основании исследований также рекомендуе-
тся применять высокованадиевую сталь состава 1,2 — 1,3О/р С, 9 — 10'/о %,
4 — 4,5О/д Сг и 3,5 — 4,2О/0 V (типа ЭИ706) [690, 370, 7021, по красностой-
кости и режущим свойствам практически равноценную стали с 18О/& t
и 5О/р Со при 1,0 — 1,4 /p V, т. е. стали РК5. Так как для стали с Высоким
содержанием ванадия и углерода максимальная температура нагрева
под закалку 1270' (при более, высоких температурах начинается оплав-
ление), то у стали с 8'/o W увеличение количества ванадия сверх 2'/&
не повышает больше красностойкости. Поэтому советские исследовате-
ли [690, 370, 7021 считают возможным повышать содержание ванадия
в высоковольфрамовой стали типа Р18 только до -2'/ц. Следует, одна-
ко, учитывать, что дальнейшее увеличение количества ванадия сильно
повышает износостойкость, что позволяет использовать такие стали для
инструментов специального назначения. Именно с этой целью в США
и производятся высоковольфрамовые стали, содержащие до 4'/о& t; (с
ли 3 и 9 в табл. 79).
Таким образом, в ы с о к о в а н а д и е в ы е высокоуглеродистые ста-
ли следует рассматривать как с а м о с т о я т е л ь н ы е м а р к и быст-
роре&gt;ку ей ст ли повышен ой стойкос и, обладаю ие сво ми досто
ствами и недостатками (уже отмечавшимися нами) и имеющие свои об-
ласти наиболее выгодного использования. Такими областями являются
инструменты, от которых требуется главным образом высокая износо-
стойкость при рабочей температуре и в то же время не слишком трудо-
емкие по шлифованию. Возмо&gt;кно ть введе и в ст ль ще больш го
личества ванадия ограничивается прежде всего тем, что необходимое при
этом высокое содержание углерода резко ухудшает ковкость стали.
Оптимальное содержание хром а во всех применяемых в настоя-
щее время типах быстрорежущей стали колеблется вокруг 4'/ц. Повышение
содержания хрома сверх 4'/р в этих сталях не улучшает их режущих
свойств. Однако механизм влия~ния хрома еще далеко не выяснен. Бес-
спорной является только роль хрома в сообщении стали высокой прока-
ливаемости. Но для достижения этой цели было бы достаточно и мень-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
463
ше 4О/р Сг. Между тем ряд ~исследований показывает, что при этом за-.
метно понижаются режущие свойства стали.
По нашим предположениям, в л и я н и е xip о м а должно рассмат-
риваться в его в з а им адей ств ии с воль ф р а ма м и частично с
ванадием. Сюда относится участие хрома вместе с вольфрамом в обра-
зовании металлического соединения, что не только усиливает эффект-
вызываемого этим соединением дополнительного дисперсионного твер-
дения, но и увеличивает стойкость его против коагуляции. Так, из рис.
130 видно, что присутствие 3o/p хрома в сплаве с - 20О/„вольфрама за-
метно замедляет его разупрочнение даже после отпуска при 800'. Кро-
ме того, хром в количестве около 4'/р способствует сильному упрочне-
нию феррита при закалке (см. стр. 138), а благодаря присутствию воль-
фрама в растворе это упрочнение сохраняется до высоких температур
отпуска, способствуя повышению и красностойкости, и хрупкой прочно-
сти стали. Хром должен также несколько повышать горячую твердость
стали, что в дополнение к влиянию в этом же направлении вольфрама
дает ощутимый эффект. Наконец, весьма вероятно, что хром, растворен-
ный в карбиде вольфрама, благодаря комплексному взаимодействию
атомов усиливает межатомные связи в этом карбиде и допол~нытельно
(к ванадию) увеличивает его стойкость против коатуляции.
Тесной ~взаимосвязью влияния хрома и вольфрама, очевидно, объ-
ясняется то обстоятельство, что м~ногочисленные попытки, особенно в
Со~ветском Союзе, создания безвольфрамовой быстрорежущей стали,
легированной 8 — 12'/р Сг и около 2,5'/p V, по режущим свойствам равно-
ценной стандартным вольфрамовым маркам, не привели к положитель-
ным результатам, и, как справедливо считает А. Г. Иванов 1677], для по-
лучения высокопроизводительной быстрорежущей стали ~необходимо до-
бавление вольфрама (или молибдена). К числу таких попыток, сыграв-
ших, однако, в свое время важную роль для нашей страны, относится,
например, разработка стали ЭИ172 с 1,1О/р С, 12О/О Сг, 2,3О/p V (и 1,3О/р
Si); стали ЭИ313 и ЭИ314 с 2,4 — 2,8 /p V и 10 /p и 8 /p хрома соответст-
венно, ЭИ116 с 0,8О/о С, 10% Сг, 1,2О/О V и 1,6О/О Si. Более высокой крас-
ностойкостью и лучшими режущими свойствами обладают высокохро-
мистые,стали, содержащие около 4О/о W, но и они уступают в этом отно-
шении стандартным вольфрамовым маркам, не говоря уже о том, что
обладают пониженными технологическими и механическими свойства-
ии. Примерами таких сталей могут служить: ЭИ184, содержащая около
8'/р Сг, 4,5'/pW и 1,0 — 1,5'/о V; И743, содержащая около 6,5'/О Сг,
4О/o W и 30~о V, и некоторые другие. Имеются, однако, указания на то
[41], что в случае повышения,в высокохромистых сталях содержания ва-
надия до 4,5О/О, конечно, при соответствующем повышении содержания
углерода, могут быть получены такие же режущие свойства, как у вы-
соковольфрамовых марок, при уменьшении количества вольфрама
до 3,5'(p.
М о л и б д е н, будучи химическим близнецом вольфрама, влияет на
процессы, протекающие в быстрорежущей стали, и,на ее свойства ана-
логично вольфраму. В частности, в легированных молибденом сталях
роль ванадия и хрома, по нашему мнению, также аналогична их ~роли
в вольфрамовых сталях. Естественно поэтому, что в странах, где молиб-
ден доступнее вольфрама, при решении проблемы уменьшения содержа-
ния вольфрама в быстрорежущей стали внимание обращалось прежде
всего в сторону молибдена. При этом считалось, что молибден и коли-
чественно оказывает такое же влияние, как вольфрам, если их содержа-
ние в стали выразить в атомных процентах, т. е. что один весовой про-
цент молибдена эквивалентен двум весовым процентам вольфрама. Так-

464
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'РРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
' Авторы [689] указывают, что высокомолиоденовые и высоковольфрамовые стали
в Германии производятся главным образом для экспо[рта.
в США во время первой мировой войны и было положено начало при-
менению молибденовых и молибденовольфрамовых быстрорежущих
сталей, исходя, в основном, из указанного эквивалента.
В действительности, однако, аналогия между молибденом и вольф-
рамом не простирается так далеко и во всяком случае не распростра-
няется на технологические свойства. При практическом прим~енении мо-
либденовых сталей оказалось, что они более склонны к pañòó зерна, чем
вольфрамовые. Это можно объяснить тем, что в молибденовых сталях
карбиды легче переходят при нагреве в раствор, увеличивая содержание
углерода и уменьшая прочность межатомной связи в нем. Так, при
1220 — 1230' в стали Р9 в раствор переводится около 5,5'/аШ, 1,2'/, V
и около 0,4'/о С (см. рис. 275). В стали же с 0,8'/0 С, 6'/, W, 5'/0 Мо
и 2о/0 V при этой же температуре в раствор переводится около 2,7о/0 W,
2,8 Мо, 1,3'/о V и около 0,55'/, С [см. 676]. Более легкое растворение
карбидных фаз в вольфрамомолибденовых и молибденовых сталях, по-
видимому, связано с тем, что количество менее стойких карбидов типа
~ЧязСа в них больше, чем в вольфрамовых. Молибденовые стали по срав-
нению с вольфрамовыми более чувствительны и к обезуглероживанию.
Кроме того, при высокой температуре окислы молибдена интенсивно
улетучиваются, что приводит к значительному обеднению поверхност-
ного слоя молибденом.
Недостаточная разработанность в то время мер против обезугле-
роживания и указанные другие технологические недостатки молибдено-
вых сталей привели к тому, что после первой мировой войны в США от
них отказались и снова вернулись к вольфрамовым сталям. Этому спо-
собствовало и то обстоятельство, что возможности улучшения режущих
свойств стали за счет повышенного содержания ванадия тогда еще не
были известны. Однако во время второй мировой войны, в связи с но-
вым недостатком ~вольфрама, молибден получил применение в США и в
Англии в качестве легирующего элемента в быстрорежуц1ей стали в со-
четании с повышенным и высоким содержанием ванадия и с вольфра-
мом или без него. Такие стали широко применяются там и в настоящее
время, как можно видеть из таблиц 79 [см. 701] и 80 [cM. 691]. В частно-
сти, в США в 1951 — 1953 гг. молибденовые и молибденовольфрамовые
стали составляли около 85'/о от общего количества произведенной бы-
строрежущей стали, причем больше 45'/, составляла сталь М2 (12 в
табл. 79).
Следует заметить, что молибденовые быстрорежущие стали обла-
дают и некоторыми достоинствами по сравнению с вольфрамовыми,
в частности, несколько лучшими механическими свойствами (см.
рис. 290). Кроме того, молибденовые стали меньше вольфрамовых чув-
ствительны к порче при длительном отжиге перед закалкой [411, по-ви-
димому,,вследствие того, что коагулировавшие каэбиды в этих сталях
легче переходят в раствор, чем в вольфрамовых.
Вольфрамо~молибденовая сталь типа 6-5-4-2 производится в насто-
ящее время также в ГДР и ФРГ ' (7 в табл. 78). 'faM же получила широ-
кое применение сталь, содержащая 2,5 — 3'/о Мо, столько же вольфрама
и около 2,5'/о V (1 в табл. 78). Если исходить из указанного выше экви-
валента 1: 2 для молибдена и вольфрама, то эта сталь по своим режу-
щим свойствам должна была бы быть почти равноценна сталям Р9 и Р18.
В действительности же она уступает последним и применяется в ГДР

Таблица 80
Средний химический состав быстрорежущгй стали некоторых марок,
применяемых в Англии
Химический состав. %
стали стали С Сг ф ~ Мс
° ° °
° °
° °
в ° )
° ! I в
1 1
в
11
1
в
1
в
1
1
в!
! 41
э
в
1
1
° 1
° 1
i
1
I
° I
в
1
° I
е !
Ю
° °
в
1
1
1
1
4Э
Э Ф
в °
Э )
° ю
° ° °
Э ° ° ° в ° Э ° °
° б
° в ° ° °
° °
° )
) °
) °
Э
9 j в ° Э в
° °
ю ф Ф ° ф О
° в
° ° ) ° °
в °
° ) Э ° ° ° ° )
бб
Ю
в
° в °
° )
а °
Ю
в ° °
° °
Ю
в
° ° °
Ф ° °
° ) ° ) ' ' Э
в в ° ° в ° ° II Э r ° в Э
Ф ° °
Э r s~ ° ° ) ° Э
Ю
в
° I e
r °
° °
1
Ф ) ° ° ) Ф Э ° ) °
ф r ° б °
) ° s в °
° бб ° ° °
° в
Ф
° °
° ° Ф
в ° °
° °
° ° °
в в
° ° )
° ° °
° !
1
1 '1
1 '1
вI
вi
1
1
в
в!
в
в
I 1
11
1!
it
11
It
1
11
it
11
1!
1 !
1 !
° II
11
&
11
з
Il
Il
11
II
11
1
11
11
1 !
11
11
11
11
1
1
li
il
в 1
в
в
в 1
в
1 1
ю
1
° !
1
1
1
I
1
I
1
I

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
живается к обычным вольфрамовы|м быстрорежущим сталям. Таковы,
например, советские марки Р18М и Р9М (табл. 73), немецкие стали
(табл. 78) и др. Влияние таких количеств молибдена на режущие свой-
ства стали типа Pg можно видеть из табл. 81 [411. Как показал А. Г.
Иванов [7071, возможна также замена около одной девятой части воль-
фрама молибденом в количестве 0,4 — 0,5% в сталях Р18 и Р9 без ухуд-
шения их технологических и режущих свойств. Поэтому при производст-
ве таких сталей вполне (может быть использовано вольфрамовое сырье
с примесью молибдена.
Табл и ца 81
Влияние присадки молибдена на режущие свойства стали типа Р9.
Закалка с 1260' и отпуск 1 час при 5ГО'.
Обрабатывалась хромоникелевая сталь с ah =!00 кг/мм2.
Режим резания 5 )& t; ,4
Время до
затупления
МИН.
Химический состав стали, ~о
Скорость ре-
зания, м/мин
Мо
Сг
W
12
14
2,43
53
28
0,82
4,20
10,8
65
37
!2
14
2,57
0,79
0,87
11,6
4,28
Из легирующих элементов, не образующих кар-
6 и д о в, большое положительное влияние в быстрорежущей стали, как
было установлено еще в 1912 г., оказывает ко 6 альт. Наиболее силь-
но его влияние проявляется при закалке с температур выше 1300', ког-
да стойкость инструмента повышается пропорционально содержанию
кобальта [41]. Это привело к созданию быстрорежущих сталей, легиро-
ванных дополнительно кобальтом.
C
Роль кобальта в быстрорежущей стали еще не выяснена. Косвенно
06 этой роли можно судить по его влиянию на основные свойства стали
и протекающие в ней процессы. Из рис. 288 [3801 видно, что у закален-
ной и отпущенной стали Р18 кобальт уменьшает падение твердости пос-
ле нагрева при 600' в тем большей степени, чем больше число нагревов.
Следовательно, кобальт задерживает, процесс разупрочнения стали,
уменьшая скорость коагуляции тех или иных высокодисперсных фаз.
Такое влияние кобальта может быть обусловлено тем, что он уси-
ливает,межатомные связи либо в решетке основной а-фазы, либо в ре-
шетке карбида, либо в той и другой одновременно. Первое предположе-
ние до некоторой степени подтверждается тем, что кобальт повышает
также устойчивость против отпуска высокохромистой инструментальной
стали. Можно полагать, в соответствии с нашими предположениями
(стр. 111), что это является результатом усиления кобальтом энергии
взаимодействия атомов хрома и железа. По этой же причине кобальт
в быстрорежущей стали способствует не уменьшению, как в обычной
стали, а увеличению количества остаточного аустенита, так как в при-
сутствии значительного количества хрома он не понижает, а повышает
устойчивость у-фазы. Усиление кобальтом межатомных связей в а-фа-
зе, по-видимому, проявляется и в том, что он повышает жаропрочность,
а следовательно, и горячую твердость стали, как можно видеть из
рис. 289 [41].

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
467
Усиление же кобальтом межатомных связей в решетке карбида ма-
ло вероятно: скорее следует предполагать обратное. Так, в работе
Н. Т. Гудцова и др. [380] было экспериментально показано [см. также
501], что в присутствии кобальта увеличивается растворимость карби-
дов вольфрама в аустените. Отсюда можно заключить, что кобальт не
усиливает, а ослабляет межатомные связи в решетке карбида, по анало-
гии с таким же влиянием его в карбиде хрома и железа. Но в таком слу-
чае влияния кобальта на стойкость карбида против коагуляции может
и не быть, так как противоположное действие его на силы межатомной
связи в решетке а-фазы и карбида приблизительно скомпенсируется.
580
бО
~ь
~% д
~~ 500
О
Q 460
~~ 4Л'
~Ю
56
2 3 4 5
Число нагребо6 на ЮО'
ЗДО
0 ~аа 200 Зоб ~ОО 500 ЫО ~О~
з~о
~ емаерапгурд, 'С
Рис. 288. Влияние кобаль-
та на уменьшение твердо-
сти закаленной и отпу-
щенной стали Р18 после
нагрева при 600'. Закалка
с 1300', отпуск,при 560'
3 раза
Рис. 289. Изменение твердости при нагре-
ве у быстрорежущей стали с разным со-
доржанивм кобальта. Закалка с 1320',
отпуск при 570'.
I — 24% Со; 2 — 0% Со; 8 — 11% Со; 4 — 17% Со
Было высказано предположение [380], что основная причина увели-
чения кобальтом красностойкости быстрорежущей стали заключается
в упо~мянутой повышенной растворимости карбидов вольфрама в аусте-
ните и, следовательно, большей легированности мартенсита вольфра-
мом. Однако из приводимых этими исследователями результатов фазо-
вого анализа видно, что при 10% Со в стали Р18 содержание вольфра-
ма в мартенсите составляет -8% против 7,5% в бескобальтовой стали.
Между тем красностойкость стали Р18 при добавлении к ней 10% Со
и закалке с 1300 повышается от 610 до 650' [370], т. е. на 40', тогда как
в той же стали Р18 увеличение содержания вольфрама в мартенсите от
7,2 до 7,8% за счет повышения температуры закалки от 1270 до 1325'
приводит к повышению красностойкости от 605 до 615', т. е. всего на 10,
а в стали Р9 увеличение содержания вольфрама от 4,9 до 60% при по-
вышении температуры закалки от 1200 до 1260' повышает красностой-
кость всего на 7' (см. рис. 285). Следовательно, этот фактор не может
быть главной или прямой причиной влияния кобальта на красностой-
кость. Этой причиной едва ли может быть также за~держка разупрочне-
ния упрочненного при закалке феррита, так как кобальт влияет в этом
направлении слабее ванадия и хрома.
Наиболее вероятная роль кобальта в быстрорежущей стали заклю-
чается в усилении им эффекта дисперсионного твердения, вызываемого
дополнительным выделением предполагаемого нами металлического сое-

468
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
динения за счет изменения состава упрочняющей фазы и кинетики разу-
прочнения стали. Упрочняющая фаза, содержащая кобальт (предполо-
жительно — твердый раствор кобальта в тройном металлическом соедине-
нии Fe-Сг-W или кобальта и др. в Fe&gt;W ), выделяе ся ри повышен
температурах отпуска и обладает большей стойкостью против коагуля-
ции, что и может обусловить значительное повышение красностойкости
стали. Как известно [см. 14], за счет аналогичного эффекта, предполо-
жительно за счет образования фазы &gt;-тверд го раств ра o в Fe7
в тройных дисперсионнотвердеющих сплавах РеЖ-Со получается зна-
чительно более высокая коэрцитивная сила, чем в двойных дисперси-
онногвердеющих сплавах Fe-W. По предложению Ю. А. Геллера [cM.
370], выделением фазы 11, образующейся в тройном растворе Fe-W-Co,
объясняется и влияние кобальта на красностойкость быстрорежущей
стали. Оба предположения до некоторой степени подтверждаются уста-
новленными Ю. А. Геллером фа~ктом, что в стали Р18 с 10О/р Со коэрци-
тивная сила после третьего и четвертого отпусков при температурах вы-
ше 560' несколько повышается, тогда как в стали без кобальта при этом
продолжается падение ее.
Причина увеличения кобальтом стойкости упрочняющей фазы
Fe-Cr-W,ïðîòèâ коагуляции заключается, очевидно, в том, что он усили-
вает прочность межатомной связи в этой фазе (в отличие от карбида)
в дополнение к усилению им прочности ~межатомной связи в решетке
основной массы. Это должно также затруднить реакцию «замены» ме-
таллического соединения карбидом при высоких температурах отпуска,
чем можно объяснить наблюдавшееся [293] за~медление выделения кар-
бида (Ш2С) при наличии кобальта ~в стали типа Р18 при высоком отпу-
ске. Следует также ожидать, что упомянутое выше увеличение легиро-
ванности,мартенсита вольфрамом должно не только увеличить общее
количество металлического соединения, которое может выделиться, но
и дополнительно усилить прочность межатомной связи в решетке основ-
ной массы. Этим, по-видимому, объясняется и то, что влияние кобаль-
та в быстрорежущей стали проявляется наиболее сильно при закалке
ее с температуры выше 1300'.
Интересно отметить, что, по данным немецких исследователей [689],
вследствие низкой температуры закалки (1200 — 1230'), легирование ко-
бальтом молибденовых быстрорежущих сталей, содержащих меньше
3'/p W, не дает заметного эффекта. Вопреки этим данным, в США кобальт
вводится также в молибденовые к молибденовольфрамовые стали (14, 16
и 17 в табл. 79), в том числе содержащие 8О/р Мо и только 2'/p W (не при-
ведены в табл. 79). Так как в СССР молибденовые быстрорежущие ста-
ли не применяются, то выяснение, причин этого противоречия, по крайней
мере в данное время, не представляет особого интереса. Что же касается
сталей, В которых основным легирующим элементом является вольфрам,
то в них кобальт вводится в разных сгран~ах в количестве от 3 до 12%.
Таковы советские стали РК5 и РК10, представляющие собою сталь Р18,
дополнительно легированную 5 и 10'/о кобальта соответственно, а также
ЭИ705, представляющая собою сталь Р9, дополнительно легированную
5О/p кобальта. В США применяются стали с 18О/p W и с 5 и 8О/р Со, сталь
с 14 /p W и 5О/О Со, а также сталь с 20 /p W и 12О/p Со (4 — 6 в табл. 79).
Имеются сообщения о значительно большей стойкости;резцов из стали
РК15 при обдирке различных жаропрочных сплавов по сравнению с рез-
цами из стали Р18~. В Германии считают, что с учетом высокой стоимо-
сти кобальта он используется наиболее экономично при введении его в ко-
~ А. В. Пахомов и Л. А. Рождественский. Сталь, № 3, 1958, стр. 241.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
469
личестве 3 — 5'/о. Соответственно там предусмотрены новым стандартом
сталь с 120/p W и Зо/о Со и сталь типа нашей РК5 с 5о/о Со (4 и 9
в табл. 78).
Во всех случаях кобальтовые стали предназначаются для инструмен-
тов, работающих в наиболее тяжелых условиях нагрева 'режущей кромки,
которые поэтому должны обладать высокой красностойкостью. Интерес-
но отметить, что, как установил А. Г. Иванов ' и подтверждается зарубеж-
ными опытами [689], в легированной кобальтом быстрорежущей стали
содержание вольфрама может быть понижено до 10 — 9о/о, особенно при
одновременном повышении содержания вачадия на 0,3 — 0,5'/о, с сохра-
нением режущих свойств стали с 18'/о W. С другой стороны, как отмеча-
лось выше, высокованадиевая сталь с 9 — 10'/p W по своим режущим
свойствам практически равноценна стал~и P+5. Поэтому при выборе меж-
ду такими марками необходимо учитывать, кроме экономических сообра-
&gt;кен й, усло ия раб ты инструмен а, и е в ви у, то ти элеме ты о
зывают специфическое влияние на разные свойства быстрорежущей ста-
ли, в частности иа красностойкость и износостоикость.
Однако для специальных инструментов, предназначенных, напри-
мер, для обработки упрочнен~ных и сложнолегированных аустенитных
сталей, особенно жароупорных, целесообразно использовать стали,
легированные совместно кобальто~м и большим количеством ванадия и
обладающие поэтому одновременно высокой краоностойкостью (650—
660') и износостойкостью. Именно для подобных специальных целей,
где важно обеспечить высокие значения обеих рабочих характеристик,
в последнее время в США введена сталь с 12'/о W, 5'/p V и 5'/о Со (10
в табл. 79), а в ГЯР и ФРГ — сталь, содержащая столько же вольфрама
и кобальта и около 4о/о V (6 в табл. 78). Предложенная в Советском
Союзе сталь такого ти~па содержит 1,25'/о С, 4'/о Сг, 10'/p W, 4,2'/p V u
5'/о Со (т. е. аналогична стали ЭИ706, дополнительно легированной
5о/о Со).
Быстрорежущим сталям с кобальтом присущи и определенные не-
достатки, к числу которых относятся повышенная склонность к обезуг-
лероживанию и большая хрупкость. Так, из рис. 290 [665] видно, что по
значению ударной вязкости, определяемой на ненадрезанных образцах
Изода, быстрорежущие стали, легированные кобальтом, располагаются
ниже быстрорежущей стали всех других типов, причем особенно низ-
кую ударную вязкость имеет сталь с 20о/о W и 12о/о Со. Авторы указы-
вают, что сталь 18-4-2-8 с 8 /о Со имела более мелкое зерно, чем обычно,
так что нормально ее ударная вязкость была бы меньше. Большая хруп-
кость кобальтовых сталей, мало зависящая и от значения твердости
(рис. 290), возможно, объясняется образованием в гранично~м слое зер-
Уа некоторого количества сверхструктуры ]'еСо, которая, как известно,
является ocll0BHQH причиной большой хрупкости сплавов железо-кобальт.
Еще большей хрупкостью обладают стали, легированные одновременно
кобальтом и большим количеством ванадия и имеющие соответственно
высокое содержание углерода. Им присуща также плохая шлифуемость,
характерная для высокованадиевой стали, и пониженная обрабатывае-
мость давлением.
1~ак уже отмечалось, кобальт в быстрорежущей стали способсгву-
ет увеличению количества остаточного аустенита. Однако это не яв-
ляется существенным недостатком, так как он уменьшает устойчивость
остаточного аустенита, вследствие чего после отпуска при 550 — 570'
количество аустенита в кобальтовой стали оказывается даже меньше,
чем в бескобальтовой [380]. В других исследованиях в быстрорежущей
' Авторское свидетельство № 82448.

470
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
56
Рис. 290. Ударная вязкость (~на ненад-
резанных образцах Изода) быстрорежу-
щей стали различных типов
стали с 24% Со было найдено -70% остаточного аустенита после за-
калки и только 4,5% после первого отпуска [4И.
Элементы, роль которых мы рассмотрели, в быстрорежущей стали
являются г л а в н ы м и. В ряде исследований изучалась также воз-
можность ис~пользования раз-
15'-8-4-1
60
личных других элементов
в быстрорежущей стали. Суще-
юц Я-ф-~-
-~:
ственно важных результатов
эти попытки пока не дали. По-
этому скажем о них лишь очень
,~О, 6-,,e
кратко.
.о~ 18-4-1 Из карбидообразующих
& t; 80 элемен ов наиболь ее вни
М
а 18-4-1-g 184 2-8 нио исследователей привлека-
13-5-5-5 " " - «\ ли титан и ниобий. Титан, оо-
~ 20
разующий весьма стойкие кар-
20-Ф-2-1
биды и другие фазы, будучи
%10 20~2) введен в количестве 0,1 — 0,2%,
уменьшает склонность к росту
зерна в быстрорежущей стали.
58 60 62 64 66 68 Это может быть использовано.
7'ВеРдасп1 ь, Ла наиболее эффективно в мало-
вольфрамовых сталях. В част-
ности, в Советском Союзе вли-
яние титана до 0,3'1о изуча-
лось 1384, 677] в стали с -5% W
и повышенны и содержанием
хрома (стали ЭИ382, ЭИ315). Такое влияние титана в количестве около
0,15% подтверждается и в немецких исследованиях. Однако там вы-
сказывается сомнение в целесообразности использования титана для
этой цели, так как он ухудшает поверхность слитка.
Н ио 6 и й, дополнительно введенный в количестве 1 — 3% 'в сталь
с 085 — 1 1% С 8 1 — 89% Сг, 1,7 — 3,1% W и 2,5 — 29% V, влиял отри-
цательно и на технологические и режущие свойства такой стали [386).
Однако основа, в которую вводился ниобий, в данном случае, по-види-
мому, была неудачная. действительно, ниобий, образующий карбид та-
кого же типа, как и ванадий, связывая часть углерода в нерастворимых
карбидах, уменьшает закаливаемость стали. А так как в данн~ой стали
основным является карбид хрома, на стойкость которого ниобий может
влиять незначительно, то введение его в итоге могло сказаться и отри-
цательно. Поэтому влияние ниобия целесообразно изучить при мень-
ших содержаниях ванадия и более высоких содержаниях вольфрама.
В частности, весьма вероятно, что повышенное количество ниобия (или
Nb + V), так же как и повышенное количество ванадия, должно дать
ощутимый эффект не в маловольфрамовой, а в, средневольфрамовой
или высоковольфрамовой стали, усиливая действйе вольфрама. В связи
с этим интересно отметить, что в США в последнее время введена
сталь, которая при 0,8% С. 1,5% V, 5% W и 5% Мо содержит 1,25%Nb
(15 в табл. 79).
кремний, не будучи карбидообразующим элементом, все же мо-
жет оказать некоторое положительное влияние на красностойкость,
главным образом на горячую твердость быстрорежущей стали, тем бо-
лее, что он, хотя и в меньшей степени и при меньших температурах и
продолжительности отпуска, чем хром, усиливает эффект дисперсион-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
ного гвердения металлическим соединением вольфрама (см. рис. 130).
Однако кремний сильно ухудшает и без того невысокие технологиче-
ские свойства быстрорежущей стали, а эффект от его введения должен
быть невелик, так что повышенное содержание кремния едва ли целе-
сообразно.
Никел ь в количестве больше -1% понижает красностойкость и
ухудшает технологические свойства быстрорежущей стали [693]. В по-
вышенных количествах он сильно ухудшает обрабатываемость резани-
ем и способствует получению большого количества весьма устойчивого
остаточного аустенита. Мы исследовали возможность использования в
быстрорежущей стали различного состава эффекта дисперсионного
твердения соединением никеля с алюминием. Яля эгой цели мы вводили
оба элемента в определенном соотношении, полагая, что никель будет
находиться в связанном виде и не окажет влияния на другие свойства.
Однако и в этом случае никель так сильно ухудшал технологические
свойства стали, что получившийся эффект было очень трудно исполь-
зовать. Отрицательно влияет также м а р г а н е ц при содержании его
выше обычного. В связи с этим вызывает сомнение и требует проверки
сообщение [913], что сталь Р18, дополнительно легированная, никелем в
количестве 5%, после закалки с 1280 вЂ 13' обладает более высокой
красностойкостью, чем та же сталь без никеля, а введение 1,2 — 1,5% Мп
в сталь типа Р9, но с 4% W, сообщает ей после соответствующей тер-
мической обработки красностойкость и режущие свойства такие же,
как у стали Р18.
Предположения о вероятности полезного действия нитридов в бы-
сгрорежущей стали привели к исследованию влияния алюминия и азо-
та. При введении алюм и ни я в повышенном количестве, до 0,5 — 1%,
были получены .противоречивые результаты. Однако безусловно поло-
жительное влияние алюминия было установлено в стали, из которой из-
готовляются инструменты, подвергающиеся низкотемпературному циа-
нированию [378, 689, 694]. Поэтому было рекомендовано вводить 0,6—
0,7% А1 в низковольфрамовые стали, ~предназначенные специально для
изготовления цианируемых инструментов (быстрорежущие цианалои) .
Значительно увеличивая глубину и твердость' цианированного слоя и
повышая его красностойкость, алюминий в указанном количестве не
~ худшает технологических и режущих свойств самой стали, а количе-
ство получаемого после закалки остаточного аустенита он, как и в дру-
гих случаях, уменьшает, так как повышает мартенситную точку.
Влияние аз ота, как установлено в ряде исследований [385, 695],
заключается главным образом в том, что в количестве 0,035 — 0,04% он
уменьшает склонность к росту зерна, по-видимому, за счет дисперсных
нитридов хрома и ванадия. Это позволяет несколько повысить темпера-
туру нагрева для закалки и, следовательно, увеличить легированность
аустенита и мартенсита. Кроме того, азот должен облегчать растворе-
ние карбидов, вернее карбонитридной фазы. Наконец, возможно и неко-
торое усиление эффекта дисперсионного твердения за счет выделения
нитридов. Вследствие этого следует ожидать повышения азотом красно-
стойкости стали и в случае закалки ее с одинаковой температуры, что'
подтверждается экспериментально [695]. Интересно отметить, что
зарубежные исследователи пытаются улучшить свойства низколегиро-
.ванных быстрорежущих сталей за счет введения в них одновременно
азота и алюминия. В советских же исследованиях показано, что од~нов-

472
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСМРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
ременное введение с азотом алюминия или титана не только не усили-
вает, но, наоборот, ослабляет влияние азота на красностойкость.
Б о р по иностранным, главным образом американским, данным
оказывает значительное положительное влияние в быстрорежущей ста-
ли. В Советском Союзе также было показано [696], что введение 0,15—
0,17 В в литую быстрорежущую сталь ' типа Р18 и Р9, особенно при
одновременном понижении содержания углерода до 0,65О/о, значительно
повышает ее красностойкость и режущие свойства. Механизм влияния
бора еше не ясен. Рентгенографическое исследование А. К. Шевелева
[607] показало, что бор способствует уменьшению количества карбидов
вольфрама за счет увеличения количества карбидов хрома. Результаты
фазового анализа [696] показывают, что часть бора содержится в мартен
сите; содержание же хрома в мартенсите с увеличением количества бо-
ра в стали уменьшается, а содержание вольфрама увеличивается до мак-
симума при 0,17 В. При понижении содержания углерода в стали
с 1,1 до 0,65О/о количество вольфрама в мартенсите сильно увеличи-
вае;.ся. По-видимому, фазы в быстрорежущей стали, содержащей бор,
представляют собою карбобориды, т. е. карбиды, в которых часть ато-
мов углерода замещена атомами бора, что, безусловно, изменяет их
термическую стойкость. Однако дать удовлетворительное объяснение-
причине перераспределения элементов между твердым раствором и
карбоборидными фазами пока еще очень трудно.
Б е р и л л и й в количестве 0,3 — 0,4О/О повышает красностойиость
стали типа ЭИЗ47, одновременно улучшая некоторые технологические.
ее свойства [441]. В частности, бериллий уменьшает количество оста-
точного аустенита и его устойчивость при отпуске. Однако, вследствие
высокой стоимости бериллия, практическое использование его в быст-
рорежущей стали может быть оправдано только в том случае, если он
будет существенно улучшать ее режущие свойства.
В заключение следует упомянуть о попытках создания сплавов на
железной основе, обладающих высокими режущими свойствами только
за счет дисперсионного твердения. Некоторые дисперсионно твердею-
п1ие сплавы, например Fe-W-Co; Fe-Мо-Со и др., согласно литератур-
ным данным [например, 41]. по режущим свойствам ~превосходят даже
сталь типа Р18, дополнительно легированную 15/ц Со. Очень высокая
твердость в этих сплавах при определенном соотношении элементов
достигается за счет двух процессов [cM. 406]: превращения у а, про-
текающего по типу мартенситного и имеющего много общих черт с по-
следним, и ~процесса дисперсионного твердения в п-фазе. дополнитель-
ное повышение твердости может быть получено в четверных сплавах
Fe-W-Со-Cr, частично за счет того, что хром понижает температуру пре-
вращения у п. Были попытки использовать и другие дисперсионно
твердеющие сплавы, в частности Fe-Ti-Si и др. Насколько можно су-
дить по литературным данным, дисперсионнотвердеющие сплавы для
режущих инструментов пока еще не нашли практического применения
вследствие присущих им серьезных недостатков — крупнозернистости и
большой хрупкости, высокой стоимости, плохих технологических свойств
и др. И все же использование дисперсионного твердения — самостоя-
тельного или в комбинации с мартенситным превращением, в сплавах
° на основе железа или других металлов (в частности, кобальта), дефор-
мированных или литых — один из важнейших путей изыскания с]плавов-
для режущих инструментов специального назначения.
М
' Bop в таких количествах сильно ухудшает ковкость быстрорежущей стали. По-
этому ero вводят в литую сталь.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
473
В. ШТАМПОВЫЕ СТАЛИ ДЛЯ ХОЛОДНОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
В зависимости от назначения и условий работы холодных штампов
преобладающими требованиями, предъявляемыми к стали, из которой
они изготовляются, могут быть ' либо высокая твердость и износостой-
кость при удовлетворительной вязкости, либо повышенная вязкость, да-
же в ущерб твердости и износостойкости. Кроме того, для сложных
штампов весьма важно, чгобы изменения размеров и деформация при
термической обработке были по возможности небольшими.
Если преобладающим является требование высокой твердости и
износостойкости, то оно может быть удовлетворено в основном теми же
средствами легирования и обработки, что и в стали для режущих ин-
струментов. Для таких штампов пригодны ~поэтому углеродистые, низ-
колегированные и легированные стали (стр. 410) . В частности, для
этих целей и в Советском Союзе (и в Англии) также применяется
сталь, легированная 0,2 — 0,4о/о V, т. е. аналогичная приведенным выше
в табл. 68 и 69 немецким и американским сталям. Важнейшим крите-
рием при конкретном выборе стали такого типа, как и для режущих
инструментов, является требуемая прокаливаемость, об обеспечении ко-
торой путем легирования см. стр. 411. Но в этом случае еще большую
роль играет обрабатываемость резанием, что делает особенно целесооб-
разным широкое использование углеродистых и низколегированных
сталей. С целью дополнительного повышения вязкости стали для
штампов часто отпускают при повышенных температурах, до 300'. В ка-
честве же средства дополнительного повышения износостойкости широ-
ко используются различные способы упрочнения поверхностного слоя:
хромирование, цементация, цианирование. В США из закаливаемых в
масле легированных сталей для штампов холодного деформирования в
последнее время рекомендованы следующие [см. 7011: 1) 0,9'/о С,
1,0о/о Мп, 0,5о/о Сг, 0,5о/о W (типа нашей 9ХВГ); 2) 0,9о/о С, 1,6о/о Мп:
3) 1,45о/о С, 0,75о/о Мп, 1,0 Si, 0,25о/о Мо; 4) 1,2о/оС, 0,75 Cr,
1 75о/о W 0 25о/о Мо.
В Англии применяются для этой цели также закаливаемые в воде
износостойкие стали типа ХВ5, содержащие в среднем 1,6'/, С, 0,6о/о Сг
и 5,5'/p W без ванадия или с 1'/о V, дополнительно повышающего изно-
состойкость [7031.
Значительный интерес представляет рекомендованная и испытан-
ная в Советском Союзе, главным образом в качестве материала для
волочильного инструмента, слабо прокаливающаяся графитизирован-
ная сталь, содержащая 1,3 — 1,45'/о С (графита 0,3 — 0,6о/о ), 0,3—
0,5о/о Мп, 1,0 — 1,25о/о Si и 0,2 — 0,4о/о Т1 [704]. При твердости 58 — 62 Я
после закалки с 820' в воде (охлаждаегся очко) такая сталь, благода-
ря графиту, а возможно, и карбидам титана. имеет, как сообщается,
стойкость в 2,5 — 3 раза превосходящую стойкость волочильных досок
из стали У10 — У12. В Англии [см. 703] графитизированная сталь, содер-
жащая около 0,3'/о графита, применяется и для других штампов холод-
ного деформирования, которые, благодаря графиту, обладают большой
износостойкостью и не дают задиров.
Если же преобладающим является требование повышенной вязко-
сти, т. е.,для штампов, претерпевающих ударные нагрузки, основной
путь заключается в применении стали с пониженным содержанием уг-
лерода. Яля получения же требуемой прокаливаемости и износостой-
кости используются те же средства, что и в режущих инструментах.
Сталь легируется чаще всего хромом и кремнием. Таковы, например,

474
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
советские стали 4ХС с 0,40/О С, 1,4 /p Si и 1,45'/О Сг или 6ХС с 0,65% С,
0,8'/, Si и 1,2'/О Сг. Дальнейшее повышение износостойкости также до-
стигается за счет введения в сталь вольфрама. Примером может слу-
жить хромомарганцевовольфрамовая сталь с 0,6'/p С марки 6ХВГ.
Наилучшим сочетанием высокой износостойкости, прокаливаемости и
вязкости обладают стали, легирова~нные хромом, кремнием и -2'О/, W
при 0,4 — 0,6'/О С. По содержанию хрома, кремния и вольфрама эти ста-
ли в разных странах несколько различаются. Так, в Советском Союзе
они содержат обычно 0,5 — 0,8'/p Si, 1 — 1,3'/О Сг при 2 — 2,5'/О W. В США
до недавнего времени также применялись хромокремневольфрамовые
стали типа 1-1-1,5, т. е. содержащие в среднем 1 /p Сг. 1 /О Sf и 1,50/p W.
В последнее время в качестве штамповых сталей, обладающих повы-
шенной вязкостью, там рекомендованы следующие 1701]:
1) 050/О С, 1 50/О Сг, 2,50/О W; 2) 050/О С, 1,00/О Si, 0,50/О Мо; 3) 0,50/О С,
0,750~о Сг, 1,0 W; 4) 050/О С 0,80/О Мп, 2,0 Si; 5) 0,50/О С, 0,80/О Мп,
2,00/ Si, 0 40/ Мо
В ГДР и ФРГ они содержат в среднем по 1 хрома и кремния при
1 80/ ~У
Твердость и механические свойства, главным образом пластич-
ность и вязкость, сталей этого типа можно регулировать содержанием
в них углерода, которое ~колеблется в общем в пределах от 0,4'О/О до
0,65'/О, и температурой отпуска. Для получения более высоких значе-
ний пластичности и вязкости их стремятся отпускать при температурах
выше 300'. Однако здесь приходится считаться,z тем, что в них, как и
в конструкционных сталях, при среднем отпуске проявляется необра-
тимая хрупкость. В связи с этим приобретает важное значение устой-
чнвость мартенсита против отпуска. В частности, стали типа ХВ2С об-
ладают повышенной устойчивостью против отпуска. Это позволяет от-
пускать изготовленные из них штампы при температурах выше 400,
т. е. за интервалом необратимой хрупкости. Хромокремнистые же ста-
ли, не содержащие вольфрама, обладают лишь несколько повышенной
устойчивостью против отпуска, а именно до 280 — 300' (см. рис. 256).
Поэтому их можно отпускать не выше этой температуры и то только
благодаря тому, что и начало интервала необратимой хрупкости у них
сдвинуто по сравнению со сталями, не содержащими кремния, к более
высоким температурам.
В ряде случаев штампы, сердцевина которых должна обладать
сравнительно высокой вязкостью, можно изготовлять из конструкцион-
ной стали, а для сообщения наружному слою высокой твердости и из-
носостойкости подвергать их цементации. Такие штам~пы обычно рабо-
тают в таких же условиях, как тяжело нагруженные цементированные
конструкционные детали. Поэтому для предотвращения продавливания
цементированного слоя сердцевина должна обладать высокой проч-
ностью, и для их изготовления можно применять улучшаемые стали,
содержащие до 0,4'/О С, а легирующие элементы должны обеспечивать
требуемую прокаливаемость. Для этой цели вполне пригодны хроми-
стые стали типа 35Х или 40Х, хромокремнемарганцовистые типа ЗОХГС
или 35ХГС и аналогичные конструкционные высокопрочные цементуе-
мые стали. Меньшая деформация .при закалке и еще большая вязкость
в сердцевине могут быть достигнуты применением обычных цементуе-
мых сталей, содержащих около 0,15o/, С, хромистых, хромоникелевых и
хромоникельмолибденовых (последние применяются для этой цели в
Англии) .
Для холоднодеформирующих инструментов, от которых требуется

475
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
высокая износостойкость наряду с м алым из м ен ен и-
ем размеров и деформ ированием при закалке, на.
пример для штампов со сложным и тонким профилем, калибровочных
волочильных досок,,накатных роликов по стали и т. п., должны приме.
няться в ы с о к о л е г и р о в а н н ы е стали. Обоим основным требава
киям удовлетворяют стали, содержащие в среднем около 12'/р Сг и 1 —-
1,5 — 2,3% С без других элементов или дополнительно легированны~
молибденом, ванадием или вольфрамом, а также стали, содержащие
около 1'/р С при 5 — 6'/, Сг (табл. 82).
Таблица 82
Химический состав современных сталей для холодных штампов
(износостойких и с малым изменением размеров при закалке),
применяющихся в разных странах'
5
6
7
8
9
10
11
2,25
2,25
2,25
1,5
1,5
1,0
1,0
12,0
12,0
12,0
12,0
12,0
12,0
5,0
D3
04
D6
D2
D5
Dl
А2
1,0
1,0
1,0
1,0
1,0
1,0
1,0
&lt;
3,0
0,35
0,45
0,35
2,3
1,65
1,0
12
13
14
13,0
13,0
6,25
Ан-
глия
0,7
1,0
0,3
Для зарубежных сталей приведен средний химический состав.
В ысокох ром и сты е стал и принадлежат к ледебуритном~
классу, вследствие чего во многом напоминают быстрорежущие. Как и
быстрорежущие, они содержат в закаленном состоянии большое коли-
чество избыточных карбидов, представляющих собою в основном кар-
биды хрома типа Сг7Сз, в которых путем замещения растворены атомы
железа и других элементов — ванадия, вольфрама, молибдена. При
содержании в стали больше 2% С часть карбидов имеет цементитную
решетку. Избыточные карбиды ухудшают механические свойства стали,
а вытягиваясь при прокатке в строчки, создают карбидную неоднород-
ность, отрицательные стороны которой те же, что в быстрорежущей
стали. Но избыточные твердые карбиды хрома главным образом и сооб-
щают этим сталям высокую и з н о с о с т о и к о с т ь.
Второе специфическое свойство высокохромистых сталей — очень
малое и з м е н е н и е р а з м е р о в при закалке, обусловлено тем, что
в них получается большое количество остаточного аустенита. Как вид-
но.из рис. 291 [6711,для стали с 2'/о С и 12'/о Сг, при закалке с темпера-

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
476
туры до -950' размеры увеличиваются против исходного состояния
вследствие увеличения количества мартенсита, а затем все время
уменьшаются за счет возрастания количества остагочного аусте~нита.
Таким же образом, как и следует ожидать, изменяется и твердость.
При выборе условий термической обработки, обеспечивающих неиз-
меняемость размеров, необходимо, однако, учитывать обратное изме-
нение их при последующем отпуске. При отпуске до 300 — 400' размеры
сокращаются против закаленного состояния за счет разложения мартен-
сита. Отпуск же при температурах выше 450' увеличивает размеры про-
тив закаленного состояния в результате превращения остаточного аусте-
нита в мартенсит. Так как остаточный аустенит в высокохромистых
f00 NO
0
80 -3
6
Е
во &l
'I g
~б5 40 а
O
О
ЕбО gag 6
~~$5
о
ч~ 900 950 f000 &lt; 50 /
7емперааура залаики,'С
~+%
+
я~
Ъ
~075' 1100 /!25 ИЮ 117Х &lt;_
7еийерапцро хколки, С
Рис. 291. Изменение размеров
вдоль — (1) и поперек — (2) направле-
ния деформ~ирова~ния, количества ос-
таточного аустенита (3} и твердо-
сти (4} у стали с 2% С и 12% Cr
в зависимости от температуры за-
калки (в масле}. Степень оожатия
92%
Рис. 292. Изменение размеров стали
Х12Ф1 в зависимости от температу-
ры закалки и числа отпусков при
520'.
Цифры на кривых обозначают число от-
пусков
сталях обладает большой устойчивостью, то размеры изделия можно
регулировать и числом отпусков. Последнее иллюстрируется рис. 292
по данным А..П. Гуляева и Е. А. Лебедевой для стали Х12Ф1 [см. 3701
Таким образом, неизменяемость окончательных размеров может быть
обеспечена за счет выбора определенной температуры закалки и тем-
пературы отпуска или числа отпусков.
Однако постоянство размеров может быть достигнуто только в од-
ном направлении образца, так как деформация, получаемая при за-
калке, при отпуске не устраняется. Благодаря тому, что высокохроми-
стые стали закаливаюгся в масле или на воздухе, что уменьшает тер-
мические напряжения,,и благодаря большому келичеству остаточного
аустенита, что уменьшает могущий деформироваться объем, у сталей
этого типа сравнительно м ал а и получаемая при закалке деф о р м а-
ция. Уменьшению деформации, по-видимому, способствует и меньшая
пластичность высоколегированного аустенита, дополнительно упрочнен-
ного избыточными карбидами. Но, z другой стороны, присущая обычно
этим сталям карбидная неоднородность обусловливает анизотропность
изменения размеров по причинам,.изложенным на стр. 408.
1~ак,видно из приведенного выше рис. 250, а также из рис. 291,
в результате анизотропного изменения размеры в направлении карбид-

Роль и .цлияние леГийующих элементОВ и углеРОдА
477
Рис. 293. Влияние легирования
молибденом и ванадием, а также
содержания углеродг на вяз-
кость высокохромистой стали:
1 — сталь с 2,25 — 2,45'lо С н 12 — 14'/о Сг,
закалка с 925О 2 — сталь с 2,1 — 2,2"/р С,
12 — 14'/о Сг и 0,75 — 1,0о/о Ч, закалка
с 980', 3 — сталь с 1 5 — 1,6О/О G; 12—
13/р Gr и 0,8 — 1,0'!е Мо, закалка с 1010©
ных строчек оказываются больше, чем в перпендикулярном направле-
нии, что создает дополнительную деформацию, которая также неустра-
нима.
Деформацию следует учитывать и при выборе условий термической
обработки инструмента. Ка~к видно, в частности, из рис. 292, нулевое
или отличное от нуля, но допустимое для данного изделия изменение
размеров можно получить ~при различных сочетаниях режимов закал-
ки и отпуска. Деформация же будет наименьшая в случае закалки
'c некоторой оптимальной температуры, а именно такой, при которой
.количество получаемого остаточного аустенита уже достаточно велико,
и в то же время еще не слишком велики возникающие при.этом терми-
ческие напряжения. Наконец, следует еще раз упомянуть, что превра-
шение остаточного аустенита в мартенсит при обработке холодом, в от-
личие от превращения его при высоком отпуске, вызывает дополнитель-
ную деформацию. Это также необходимо учитывать при выборе условий
термической обработки инструмента, если
малая деформация играет для него ре- Г
шающую роль.
B.
Механические свойства вы- фф ~~
сокохромистых сталей (в случае закалки Я ~~
их с температур, при которых еще не
укрупняется зерно) как в закаленном, так р ~~ gg
и в отпущенном состоянии приблизитель-
но такие же, как у легированных инстру- ~~ ~ g
ментальных сталей типа Х и 9ХС, и ниже, Te~neparngpy отпуска,'С
чем у быстрорежущей. Это и понятно, так
как содержание углерода в мартенсите у
них приблизительно одинаковое и значи-
тельно выше, чем в быстрорежущей стали,
а большее упрочнение феррита за счет
высокого содержания хрома компенси-
руется понижением пластич'ности и хруп-
кой прочности под влиянием избыточных
карбидов. Внутри самой группы высоко-
хроми~стых сталей механические свойства, особенно вязкость, заметно
различаются в зависимости от химического состава. Из рис. 293 [396]
видно, что наиболее низкую ударную вязкость имеет сталь типа Х12
(табл. 82) с высоким содержанием углерода. Введение ванадия в сталь
такого типа заметно повышает ее ударную вязкость (так же влияет H
молибден). Наибольшую ударную вязкость (рис. 293) имеет сталь типа
Х12М. Существенное повышение вязкости и хрупкой прочности дости-
гается путем уменьшения 'содержания хрома и дальнейшего понижения
содержания углерода. В этом заключается одно из преимуществ приме-
няющихся в США и в Англии сталей с 1О/О С и соответственно с 5 и
6,25О/О Cr (стали 11 и 14 в табл. 82). Закалка с температур, при которых
укрупняется зерно, как и в других случаях, сильно понижает вязкость
и хрупкую прочность. Наконец, наличие в стали карбидной неоднород-
ности, как уже отмечалось, сильно понижает ее вязкость и хрупкую
прочность в направлении, перпендикулярном карбидным строчкам, т. е.
поперек прокатки.
Из других основных служебных свойств т в е р д о ст ь в закален-
ном состоянии, определяемая содержанием углерода в мартенсите, име-
ет наивысшее значение у стали типа Х12, содержащей наибольшее ко-
личество углерода. Как видно из рис. 291, твердость достигает макси-

478
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
мума при закалке с определенной температуры и сильно падает при
дальнейшем повышении температуры закалки вследствие сохранения
большого количества оста~очного аустенита. Так как при меньшем со-
держании углерода в стали такие же количества остаточного аустени-
та получаются после ~закалки с более высоких температур, то и макси-
мум твердости, меньший по абсолютной величине, в этом случае сдви-
гается к более высоким температурам закалки.
б5
~ 55
~ 50
40
О f00 200 800 400 500 600 700
Температура отпуска 'С
70
30
1DO
2ОО 80О ~ОО 5OD
Tewnepamypa отпуска, 'C
Высокое содержание хрома в мартенсите сильйо увеличивает устой-
чивость его против отпуска. Высокохромистые стали уже давно обра-
тили на себя внимание также тем, что в случае предварительной закал-
ки с достаточно высокой температуры у них после высокого отпуска по-
лучается вторичная твердость. Это иллюстрируется примерами, приве-
денными на рис. 294 [374]. До сравнительно недавнего времени вторич-
ную твердость, как и у быстрорежуь~ей стали, приписывали только пре-
вращению аустенита,в мартенсит. Действительно, у высокохромистой
стали, сохраняющей после закалки очень большое количество аустени-
та, значительная доля вторичной твердости является результатом пре-
60
Е
~ 50
40
Рис. 294. Изменение твердости при отпуске за-
каленной высокохром истой инструментальной
стали:
а — сталь с 1,25% С и 6,25% Сг, закаленная с 1125©;
б — сталь с 2,2% С и 10,6~ Cr; 1 — закалка с 870;
2 — с 980О; 3 — с 1040 .. 4 — с 1150©

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
479
вращения его в мартенсит. Однако часть вторичной твердости и в этом
случае обусловливается дисперсионным твердением карбидами хрома.
Вследствие этого дополнительное легирование высокохромистых
сталей молибденом, вольфрамом, ванадием, которые, частично раство-
ряясь в карбиде хрома, сообщают ему повышенную стойкость против
коагуляции, увеличивает устойчивость мартенсита против отпуска и уси-
ливает эффект дисперсионного твердения. При этом мы имеем в виду
не столько абсолютную величину вторичной твердости, сколько меньшее
падение ее при,последующих нагревах (красностойкость). Однако в этом
отношении высокохромистые стали не могут сравниться с быстрорежу-
щими. Так, у стали с 6'/о Сг (рис. 294) вторичная твердость после пер-
вого отпуска при 550 в течение 2,5 час. составляет 64 Р~, а после пов-
торного отпуска при той же температуре в течение 1 часа снизилась до
58 Я . Приблизительно такое же значение имеет вторичная твердость,
полученная на одних и тех же образцах, отпускавшихся последователь-
но при повышающихся температурах (кривая на рис. 294, а). Но и у
сталей типа Х12М, Х12Ф, Х12Ф1 (табл. 82), допол|нительно легирован-
ных молибденом или ванадием, твердость не падает ниже 60 Р~ после
четырехкратного часового нагрева лишь при температуре 525 — 530' [370].
.Все же такие стали после обработки на вторичную твердость можно
услешно использовать для инструментов, в том числе штампов, от ко-
торых требуется высокая, износостойкость в условиях повышенного на-
грева. Советскими исследователями было показано [448], что падение
твердости при повторных нагревах может быть уменьшено введением
)0,05'/О азота. Так, по данным авторов, сталь типа Х12Ф1, содержащая
0,7 — 0,9'/о V и около 0,1О/о N, после пятикратного нагрева ~при 550' имеет
твердость на 5 Р~ выше, чем сталь, не содержащая азота.
Высокохромистые стали относятся к глубоко прокаливающимся.
Дополнительное легирование молибденом или ванадием повышает
прокаливаемость, делая их закаливающимися на воздухе в больших
сечениях. Стали же Х12, а также стали с 5 и 6,25'/, Сг закаливаются
на воздухе только в небольших сечениях, а в крупных сечениях требуют
закалки в масле.
Вследствие большого количества избыточных твердых карбидов
хрома зысокохромистые ~стали плохо ш л и ф у ю т с я и о б р à б а т ы-
ва ются р ез а кием в отожженном состоянии. Из рис. 295 [674], на
котором показано влияние хрома на шлифуемость высокоуглеродистой
стали, видно, что стали с 5 — 6'/о Сг обладают значительно лучшей шли-
фуемостью, чем сталь с 12'/р Сг. Лучшая обрабатываемость резанием
и лучшая шлифуемость являются еще одним из преимуществ менее ле-
гированной хромом стали. В литературе имеются сообщения об успеш-
ных попытках улучшения обрабатываемости резанием и высокохроми-
стой стали с 1,5'/, С за счет ~присадки около 0,1'/p S [709] без ущерба
для других ее свойств.
Из сказанного выше можно заключить, что температуру закалки
для высокохромистых сталей следует выбирать главным образом в за-
висимости от того, необходимо ли для данного инструмента по усло-
виям его работы использовать вторичную твердость или такой необхо-
димости нет. В первом случае температура закалки должна быть при-
близительчо на 100' выше, чем во втором, что приводит к значительно-
му укрупнению зерна и соответственно к понижению вязкости и хруп-
кой прочности даже у сталей, легированных дополнительно ванадием,
несколько уменьшающим чувствительность к перегреву. Получающийся

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
при этом в большом количестве устойчивый остаточный аустенит, силь-
но понижающий твердость, превращается в мартенсит либо после мно-
гократного высокого отпуска, либо после обработки холодом и одного
отпуска. Обработка холодом упрощает отпуск, но усиливает деформа-
цию. Чаще всего вторичная твердость .в холодных штампах не использу-
ется. В этом случае сталь закаливается z более низких температур, оста-
точного аустенита в ней получается сравнительно, мало, твердость высо-
ка, а размеры еще увеличены против исходного состояния. Отпуск пос-
ле такой закалки должен уменьшить размеры до требуемых и. так же
как у других инструментальных сталей, повысить вязкость, пластич-
ность и хрупкую, прочность и уменьшить остаточные напряжения при
не слишком большом понижении твердости.
В табл. 82 [701, 702, 7031 показаны основные современные тенденции
в области легирования сталей рассма-
1ОО
О триваемого типа в Советском Союзе,
США, Англии. Из приведенных в этой
го
таблице сталей, применяющихся в за-
рубежных странах, для нас представ-
ляют интерес стали: 7, типа Х12 (СВ),
дополнительно легированная кремнием
Ю и вольфра~мом; 10, характеризующая-
ся пониженным до 1% содержанием
углерода при 12% Сг, и особенно ста-
я95 Вдаааиа оодарщаааа ли 1 1 и 14 с 1 % С; 5 — 6 /о Сг и 1% Мо,
хрома в высокоуглеродистой ста- применяющиеся в США и в Англии
»» «шлифуамо~ть (о их преимуществах было сказано
выше). В Советском Союзе было ре-
комендовано [705] в стали типа Х12Ф1 понизить содержание ванадия до
0,15 — 0,30% и вводить в нее титан в количестве 0,08 — 0,15%.
Представляет также интерес изучение применяемых в последнее
время в США для холодных штампов [701] среднелегированных сталей,
.содержащих хром, молибден и повышенное количество .'&lt;арган а, нап
Мер: 1) 1о/ С,2%Mn,1%Сги 1о/ Мо; 2) 1% С, 3% Мп, 1% Сги
1% Мо; 3) 0,7% С, 2% Мп, 1% Сг и 1% Мо. Эти,стали в небольших се-
чениях закаливаются на воздухе и должны содержать остаточный аусте-
нит в количестве, вполне достаточном для получения малого изменения
размеров при закалке. В отчете о конференции по штампам и сталям
для них, проходившей в Лондоне в мае 1953 г. [703], сообщается о пред-
ложенной там опытной стали (Wex 491), имеющей близкий состав, а
именно: 1% С, 2% Мп, 2% Сг и 1% Мо. Эта сталь обладает высокой
прокаливаемостью при охлаждении в масле и повышенной износостой-
КОСТЬЮ.
О 2 4 6 8 10 12 14
Cr,%
Г. ШТАМПОВЫЕ СТАЛИ ДЛЯ ГОРЯЧЕГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ
Стали для горячих штампов должны обладать устойчивостью про-
тив отпуска, достаточно высокими значениями прочности и вязкости и
высокой износостойкостью.при рабочих температурах, повышенной тепло-
проводностью и стойкостью против термической усталости, а также до-
статочной прокаливаемостью, малой склонностью к отпускной хрупко-
сти, удовлетворительной обрабатываемостью резанием. В за~висимости
, от назначения и условий работы изготавливаемых из стали штампов то
или иное сочета~ние отдельных ее свойств может играть, преобладающую
роль.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
481
Для обеспечения высокой прочности, а следовательно, требуемой
закаливаемости в стали для горячих штампов должно содержаться оп-
ределенное количество углерода. Однако углерод, понижает не только
пластичность и вязкость стали, но и ее теплопроводность и стойкость
против термической усталости. Поэтому содержание углерода обычно
ограничивается 0,3 — 0,4'/о. Только в молотовых штампах, где одно лишь
легиро~вание не обеспечивает достаточной устойчивости против отпуска,
содержание углерода составляет 0,5 — 0,6О/о. Для штампов, нагреваю-
щихся в процессе работы до небольших температур, используются также
некоторые высокоуглеродистые стали для колодных штампов, в част-
ности высокохромистая сталь типа Х12, Х12Ф, Х12Ф1, сталь ЯХЗ,
5'/р-ная хромистая и др.
Из леги~рующих элементов,в стали для молотовых штам~пов почти
во всех стра~нах с давних пор вводят хром, нккель и молибден. Соче-
тание этих элементов дает здесь такой же эффект, как в конструкцион-
ной стали, обеспечивая глубокую прокаливаемость, высокие характери-
стики,прочности, пластичности и ~вязкости при комнатной и повышен-
ных температурах, особенно до 400 — 450'. Молибден, кроме того, и в
этом случае уменьшает склонность стали к отпускной хрупкости. При-
мером такой стали может служить применяемая в Советском Союзе
марка 5ХНМ (табл. 83). Собственно говоря, первоначально для моло-
товых штампов и была ~применена наиболее легированная хромоникель-
молибденовая конструкцион~ная сталь, содержащая 3,5 — 4,5%%, а в
США — 12 /о %, но до 1 /О Мо. Как видно из табл. 83 [см. 700, 701, 702],
стали такого типа и сейчас еще применяют в некоторых странах (ста-
ли 6, 11, 16, 17). Позднее в этих сталях было понижено содержание ни-
келя и молибдена (по сравнению Q американской высокомолибденовой
маркой), причем iB Германии часть моли~~бдена была заменена ванадием.
В настоящее время такие стали, в гом числе очень близкие по составу
к советской 5ХНМ, применяют во всех странах, не исключая и США
(стали 7, 8, 10, 12, 18 в табл. 83). Хромоникелевые стали, особенно
с более высоким содержа~нием никеля, применяют также для других
сильно нагруженных штампов, работающих при средних температурах,
где важна прокаливаемость iH высокая ударная вязкость.
Главным преимуществом высоконикелевых сталей в ГДР и ФРГ счи-
тают 17001 то, что до температур 400 — 450' у них отношение предела те-
кучести к пределу прочности меньше, чем у малоникелевых, вследствие
чего они обладают большей способностью гасить, напряжения и меньше
растрескиваются. Поэтому для увеличения стой~кости штампов из мало-
ни~келевых сталей, особенно дополнительно легированных ва~надием,
рекомендуют повысить температуру их предварительного подогрева. Хотя
положение о риволи отношения предела текучести к пределу прочности
далеко не очевидно, против рекомендации повышения температуры
предварительного подогрева возражать нельзя. Возможно, что некото-
рое,преимущество высоконикелевых сталей сводится к уменьшению ни-
келем склонности стал~и к хрупкому разрушению, и в этом же направ-
лении действует, повышение температуры предварительного подогрева.
В связи с этим целесообразно ~подчеркнуть, что наличие в штамповой
фигуре большого количества мест концентрации напряжений усиливает
возможность хрупкого разрушения штампа, вследствие чего в этом слу-
чае еще больше, чем в,других конструкциях, следует также заботиться
о повышении сопротивления отрыву у стали.
Попытки замены никеля марга~нцем не привели к полностью поло-
жительным результатам, так как марганец усиливает склонность к ро-

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
,482
U
О
О
C)
'~3е
C)
C)
CQ
C)
О
ЕЯ
О
LQ C)A
СЯ '~~е ~е
a a a
!АА !
CO LQ
СО ~-
ОО
о
1111
C) О
1 1
О О О
О 00
СЧ
а а
% %
ОО
ОО
ОО
I ! I I ll=
111
~О О
О
ОО
&l ;О
a a
ОО
1!11!
11! 1
.:в 11! 11
ОООфФ
a a a
'еф е ~е ~е
111
и.) и.) и~—
л а л
С~~ ~ ° ем °
00 СЧ 00 СЧ 00
ОО
4) О
а л
- СЧ
11 1'1
'Ф 00 'Ф 00 'Ф
LQ и~
а л
Щ юе
— О О
л а
ОО
00 00 00
а л л
ООЯ
LQ
00 (ОООЮСЧ
ю а л л
О О
л a a a
е е О е
ОО
ОО
! Iol!
ОО Ч Ф'
и;) й)
a a
О
a a
~е ~е
~ф а л ю
О О О
ОО
О
СЗ
СО СО СО cQ
и;)
с1ъ сс с1ъ
Я л л aLQ
Ои;) 1@~ß
СО CQ CQ CQ
ОООО
I
О
Ф'
О
с~~ О О О Я
o I I lo
gycD ~О (О gy
О "О
C)
ОООО
V V××
»ÀÀ
ОООО
О
00 CO 00 CO 00
ООООО
1! 111
~О СО ~О CQLQ
ООООО
О
LO
О
&l ;О &l ;О &l
ООООО
11 11
ОЖ
и~ ~О
ОО
иО
С~1 (~
ОО
и;) cD и;) а~ и~
О ОООО
guru~
zzzzz
ХХХХХ
и~гол.а
бич О К
Н
О
И
Ф
И
Ж
О
f
О
'a
cl
cl
f
О
О
hC
3'
И
И
И
0С
О3
О3
а
hC
ФС
И
В
Х
Ю
Ф
Ж Ж
рк~
а
И~а
З~
fe
О
ОООО
1-О 00 (- 00
ОООО
! 11!
ОООО
со с~э Ш цр
ОООО
rt'ООО
° е со со~о
ОООО
1111
(- ООО
СО и3 и;) су
ОООО
ООООО
00 00 00 Ж ~
ООООО
11111
ООООО
U o~ LQ й) и)
ОООО О
ООЛЛ О
ШСО(ОСЫ Ф
ООООО
111i!
О О и:~ ~О и:~
и;) и~ ~я а~ СО
ОООО О
QD СЧ
ОО
° 1
~~е С1Э
О
Cl д
Uc,
RR
~О
СО

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
483
' Автор работы [698], испытывавший сталь 5Х11В, нашел, что ее стойкость на 15'/о
выше, чем 5ХНМ. Однако он имел дело со сталью, содержавшей больше вольфрама, а
именно 0,80 .
сту зерна и к отпускной хрупкости [см. 699]. Что касается замены молиб-
дена в хромоникелевых штамповых сталях, то в некоторых странах из
числа тех, для которых эта задача актуальна, она разрешается путем
применения для штампов, слабее нагруженных или имеющих меньшие
размеры, сталей, не содержащих ни молибдена,ни ванадия (и даже
нелегированных, см. сталь 15 в табл. 83). Примером могут служить
стали 9, 13, 14 в табл. 83. В Советском Союзе разработаны безмолибде-
новые стали, в которых молибден заменен приблизительно двойным по
весу количеством вольфрама, а также не содержащие ни молибдена н]1
вольфрама, но содержащие либо повышенное количество кремния, либо
0,1 — 0,15'/о Ti. Химический состав этих сталей приведен в табл. 83.
Хромоникельвольфрамовая сталь 5ХНВ по стойкости приблизитель-
но равноценна ' стали 5ХНМ [см. 698]. Но вольфрам, как это известно
применительно к конструкционным сталям, менее эффективно ~повышает
прокаливаемость, чем молибден. А так как сталь 5ХНВ по содержанию
других элементов не отличается от стали 5ХНМ, то она может предна-
значаться только для штампов мелких и средних размеров. Хромонике-
левая сталь с повышенным содержанием кремния 5ХНС, не легирован-
ная дополнительно,ни молибденом ни вольфрамом [699], несмотря нэ
более высокое содержание 'хрома, содержит меньше никеля, чем,сталь
5ХНМ, и по прокаливаемости также должна несколько уступать послед-
ней. Кроме того, она, естественно, обладает большей склонностью к от-
пускной хрупкости. Поэтому авторы рекомендуют ее для мелких штам-
пов. Правда, кремний должен несколько увеличивать стойкость против
термической усталости, глав~ным образом потому, что он повышает
критические точки. Но это может сказаться только в таких штампах,
которые нагреваются до более высоких температур, чем молотовые.
Хромоникельтитановая сталь 5ХНТ, получившая применение главным
образом на наших автомобильных заводах, уступает стали 5ХНМ, в слу-
чае закалки приблизительно с той же температуры, по устойчивости
против отпуска и прочности при повышенных температурах. Кроме того,
сталь 5ХНТ обладает также меньшей прокаливаемостью и большей
склонностью к отпускной хрупкости и рекомендуется только для мел-
ких штампов. По-видимому, все ее свойства (кроме склонности к отпуск-
ной хрупкости) должны быть выше в случае закалки с более высоких
температур. Понижение пластичности и вязкости, обусловленное укруп-
нением зерна, могло бы скомп1ен~сироваться имеющимся у нее запасом
этих характеристик, но опасность получения трещин, конечно, возра-
стет. Для крупных штампов приблизительно ра~вноценна стали 5ХНМ
сталь 5ХНСВ [699], легированная вольфрамом вместо молибдена и
содержащая повышенное количество кремния.
Если штампы нагреваются до высоких температур и испытывают
в работе большие растягивающие или сжимающие (а иногда и изтибаи-
щие) напряжения, не подвергаясь значительным ударным нагрузкам, тЬ
преобладающими требованиями к стали, ~предназначенной для их изго-
товления, являются: высокая прочность и износостойкость при рабочих
температурах и стойкость против разгара или термической усталостй
(стр. 403). Таковы, например, стали для штампов горячей высадки и
прессования. Высокая ударная вязкость и глубокая прокаливаейость
в этом случае не играют решающей роли, тем более, что такие'штампы
обычно имеют небольшие размеры. Зато повышенные пластичность и

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
Феплопроводность, малый коэффициент теплового расширения и высо-
кое положение критических точек имеют ~важное значение, способствуя
уменьшению разгара. Кроме того, такие стали должны обладать боль-
шей устойчивостью против отпуска, чем стали для молотовых штампов.
Стали подобного назначения легируются в основном ка|рбидообра-
,вующими элементами: хромом, вольфрамом, ванадием, молибденом, а
из элементов, не образующих карбидов, в них используется кремний,
заметно повышающий критические точки, что способствует уменьшению
.разгара. Наилучшим ко~мплексом свойств обладают стали, в которых
основным легирующим элементом является в о л ь ф р а м. Такие стали и
развитие свое получили от быстрорежущих сталей: вначале — путем пони-
жения содержания углерода, а в дальнейшем существенным измене-
ниям подверглось также количество и соотношение содержащихся в них
легирующих элементов, что имело главной целью уменьшение расхода
дорогих элементов там, где в них нет необходимости. При этом, как и
в других случаях, учитывал~ись прежде всего сырьевые ресурсы дан-
ной страны. В частности, в США взамен вольфрамовых было разрабо-
тано значительное количество молибденовых, в то~м числе высокомолиб-
деновых сталей, примером которых является сталь 26 в табл. 84 [370,
700, 701].
Роль легирующих элементов, кроме их влия~ния на стойкость против
термической усталости и частично на механические свойства, в штам-
повых сталях, следовательно, при~нципиально та же, что и в быстроре-
жущих; поэтому ~нет необходимости снова на этом останавливаться.
Из рис. 296 [397] видно, что твердость стали типа ЗХ2В8 — одной из луч-
ших и наиболее распространенных сталей для горячих штампов — не толь-
ко устойчива, против отпуска, но и обнаруживает характерный для быст-
рорежущей стали вторичный максимум при отпуске около 560'.
Однако в отличие от быстрорежущей стали, разрушающейся при испы-
тании хрупко, у стали ЗХ2ВЯ, вследствие значительно меньшего содер-
жания в ней углерода, кривые изменения характеристик прочности с
температурой отпуска повторяют ход кривой твердости (ср. рис. 278 и
296), выражая, как и последняя, сопротывление пластической дефор-
мации.
Большая устойчивость против отпуска и вторичный максимум твер-
дости и прочности, по нашему мнению, и в этой стали обусловливаются
выделением из мартенсита не только высокодисперсных-и стойких про-
тив коагуляции карбидов, но и металлического ооед~инения, образуемого
вольфрамом, хромом и железом. Что касается преэращения остаточно-
го аустенита, то количество его и роль во вторичном максимуме здесь
значительно меньше, чем в быстрорежущей стали. Яействительно, хотя
из рис. 297 [396] следует, что вторичная твердость увеличивается с по-
вышением температуры закалки, однако при этом повышается и твер-
дость после закалки. Увеличение же количества остаточного аустенита
с повышением температуры закалки должно было бы привести к пони-
жению твердости, что ~и в действительности наблюдается у быстроре-
жущей и высокохромистой сталей (рис. 272 и 294).
Между устойчивостью стали против отпуска, обусловливаемой
толь~ко необратимыми процессами, и ее прочностью при рабочей темпе-
ратуре, которая определяется не только необратимыми, но и обрати-
мым~и процессами, непосредственной и полной связи не существует. Все
же в пределах однотипных сплавов увеличение устойчивости против от-
пуска ведет также к повышению в той или иной степени и характеристик
прочности при рабочих температурах. Поэтому из рис. 297 следует,

° °
В ° °
° °
° °
Ю Ю Ю Ю Ю Ю
° ° ъ Ф
Ю Ю Ю Ю Ю 4В Ю
O O
Ю Ю
O O
е ° е °
° °
ю е °
° °
O Ф
° °
Ю
м ° Ию Ю Ю Ю
Ф Ф Ю
° °
° ИО Ю Ю Ю Ю Ю
° ° ° ° е °
Ю Ю Ю Ю Ю Ю Ю
Ч Ч М
Ю Ю
Ю Ю Ю ~ ~ Ю
Ю
Ю Ю Ю Ю Ю Ю Ю Ю Ф ° °
Ю Ю Ю Ю Ю Ю Ю
Ю
Я
Ю
ъ ъ ъ ч еИ
° ° Ф
Ю Ю Ю
Ф Ф Ф
Ю Ю Ю Ю
Ю ° ° Ю
° 4
° 4 ° °
O O ч
ъ е
° ° Ю Ю
ъ ч ъ O ° 1
° В ° ° O Ю
° ° O
° ° бЭ
° °
Ю
Ф
Ю Ф
Ф
Ю Ю Ю Ю
ч Ф ч
Ю Ю Ю
% Ч
Ю
ъ °
Ю Ю
Ю Ю Ю

ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСУРУМЕНТАЛЬНОИ СТАЛИ
О
СГ;)
° ь
&l
Ol ° Ь ФЪ
Л О
ОООО О
оьО1ОьО !»сь
1~1
о i l I lo
Ч "- V
00- - О
а
O
ОЛ
СЧ СО
а л
О О
И;)
СГ;} СГ:) ~
л а л
С~ СО ОО
оо 111
О ~Ф''Ф О
° О О
111
О ~О
ею СЧ
а а
СМ СЧ
ООО
ОО
О
Я а
"О
ООО
а а aQ) (Q
ОЮО
~.е ч еч СЧ СЧ
ООО О О О
ОО~О LQ Л О
~О 00- СЧ СЧ
О~О О
а а а
O) СО СЧ
оЬ
1111 ! 1
ОООСЧ СЧ
O) СЧ ОЪ СЧ СЧ
° ь л
СЧ 00
О
СЧ
111
11111111
СО CQ
а а
° «е СГ~}
LQ LA ~О ~ CO О
° а a a л л
CQ СО СО СО ~ ~Ф'
ООО ОООО О
OOOOOOLQ ( О
л а а а а а а а
'Вф' ~ ~ф М:) LQ LQ ~ СЧ
ООО
а л а
СГф ф,') ° «ю
а %
СЯ
О
~4 Чф~
° л
О
00 00
1 оо
11111! 1 1
а л
О О
ООО ОО
~ LQ В~;) и:&
CQ CQ СО CQ
"ОЖ
о о о со со о
R~ ч v~
lo i
1111111 !
л
О
а а а
ООО
СЧ ~О
В~ СО
л Фь
ОО
ООЖ ШЛО
Ф' CD СО ~ф~ ~ф 00
a a a a a л
ООЛ
CQ ~тф
л а а
ООО
~О О ~О Ж йй Ж О О О
СЧ ~О ЧР СО СО с~ ~О ~О СО
О ООООООО О
В~' СЧ
а а
О О
а л л л
ОО ОООО
О О
~е ф;)
СЧ СЧ
Иц'ВЛ.Э
бэиОК
!
M~O CD Ь 000ЪО СЧ
СЧ СЧ СЧ СЧ СЧ СЧ СО СО СО
ООО ОО
«О
ОООЙ ОО
11 lo I !
ooo ygo
m~ +О
О~~ СЧ
и&
о
R&g
~î~
ОО
~Ф Ф'
О О
1
ОО
СЧ С'l
а а
О О

487
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
что z,ïîBûøåíèåì температуры закалки легированных вольфрамом
сталей их прочность в горячем состоянии и, соответственно, стойкость
изготовленных из них штампов должна увеличиваться. Kaz видно, од-
нако, из рис. 298 [700], относящегося к средневольфрамовой стали
780
&g ;~
& t;
~по
щю 00
4В t~b
44~
40
УХ ЯР Я5 4' ggg gag
~еипература отпуст,'С
(00 300 500 700
~фмперапцра omnyc~a, C
Рис. 297. Влияние температуры
-закалки (на твердость и измене-
ние ее при огпуске у стали типа
ЗХ2В8 (03% С, 3% Сг, 9% W
и 0,45% Ч):
1 — закалка с 12500; 2 — с 1150О; S — с
103 о
Рис. 296. Изменение твердости, преде-
ла текучвсти и предела порочности за-
каленвой стали типа ЗХ2В8 прои от-
пуске
~(сталь 10 в табл. 84), наблюдающееся в действительности некоторое
увеличение характеристик прочности с повышением тем~пературы закал-
ки сопровождается значительным падением пластичности, что объяс-
няется, очевидно, укрупнением зерна. Это следует особенно учитывать
при обработке изделий сравнительно
крупных размеров, для которых требу- 1рр
ется длительная выдержка при темпе-
ратуре нагрева для закалки. В связи с
б~
этим важно отметить, что в отечествен-
о~
кой литературе t3701 рекомендуют
,штампы небольших размеров нагре-
вать до нижней температуры закалки
в пределах, предписываемых стандар- 1
том для данной стали, а крупные
штампы — до верхней температуры это-
го,предела. В зарубежной же, в част-
ности в немецкой, литературе 1700lpe- d~
комендуют, наоборот, для крупных
штампов придерживаться нижней тем-
пературы закалки, так как в этом слу-
чае продолжительность выдержки дол-
жна быть больше, и зерно укрупняется
в большей степени. Там же рекомен-
дуют, с целью повышения пластично-
сти при данном значении характери-
стик прочности, применять двойной
отпуск, суммарная продолжитель-
ность которого соответствует продол-
жительности одного отпуска. В США также рекомендуют двойной от-
луск с целью более эффективного снятия остаточных напряжений [701].
По впросу о целесообразности дальнейшего повышения содержа-
ния вольфрама в стали для горячих штампов сверх его обычного содер-
жания в стали 3Х2В8 нет единого мнения. В США, как видно из табл. 84
&g
з 80
'о
" 60
%
Ъ
& t;
etc
20
0
IÎÎÎ ~О50 ЛОО ОООО ~ОЬО цОО
7еапература закалкц, 'с
а
Рис. 298. Влияние температуры за-
калки на характеристики прочности и
пластичности срвднввольфрамовой
стали (10 в табл. 84) в горячвм со-
стоянии. Температура испытания:
а — 500О, б — 600~

488
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ
(стали 23 — 25), количество вольфрама доводится даже до 18% принор-
мальном для быстрорежущей стали типа Р18 содержании других эле-
ментов и 0,5'/о С. Учитывая, однако, более высокую стоимость, меньшую
пластичность и большую чувствительность таких сталей к резким сме-
нам температуры, чем у стали типа ЗХ2В8, там указывают [701], что их
применение может быть оправдано только при непрерывной работе.
В Англии содержание вольфрама также доводится до 16'/, при 0,6а/о С
(сталь 34 в табл. 84). В ФРГ же и, очевидно, в ряде других стран
считают, что ~по~вышение содержания вольфрама сверх 10'/, экономиче-
ски оправданного улучшения свойств стали для горячих штампов ~не дает
и что значительно больший эффект дает увеличение содержания ванадия '
до 0,6 — 0,8'/, лри одновременном введении в нее 0,8 — 0,9о/, Мо. Такова
считающаяся там наилучшей сталь 7 в табл. 84, в которой и содержание
углерода оказалось необходимым повысить до 0,65%.
Однако при этом приходится считаться с тем, что ванадий в неко-
тором интервале рабочих температур увеличивает хрупкость.
С целью повышения пластичности в Англии, Швеции и на некото-
рых заводах ФРГ и Франции вводят в сталь типа ЗХ2ВЯ дополни-
тельно 2 — 2 5' Ni (стали 35 и 43 в табл. 84). В ФРГ с этой же
целью вводится 3,5'/р Ni в сталь с 5,0 — 5,5'/о W (сталь 9 в табл. 84).
Там же используется еще градация с 4,0 — 4,5P/p W при повышенном до
0,5 — 0,6о/о содержании ванадия (сталь 10 в табл. 84), занимающая низ-
шую ступень среди легированных сталей,,предназначенных для тяжело
нагруженных штампов. Сталь, содержащая только 2 — 2,5'/p W, либо при
таком же количестве хрома, как в стали ЗХ2В8, либо при пояиженном
количестве хрома, но повышенном до 0,50% содержании углерода при-
меняется в США и в Англии (стали 30 и 36 в табл. 84) для слабее на-
гревающихся инструментов.
Однако для менее нагревающихся по условиям работы или сильно
охлаждаемых горячих штампов в большинстве случаев во м~ногих стра-
нах применяются стали типа 4ХВ2С, содержащие обычно 2,0 — 2,5'/, W,
а иногда и 3,5 — 4,0'/p W, и дополнительно легированные кремнием в ко-
личестве до одного процента (см. стали 3, 11 14, 37, 40 — 42 в табл. 84).
Кроме того, для увеличения устойчивости против отпуска и прочности
в,горячем состоянии в эти стали обычяо вводится также О, — 0,15—
0,20'/p V (см. стали 11 — ~14, 37, 42 в та~бл. 84. В Советском Союзе также
было рекомендовано вводить в эту сталь 0,15 — 0,20% V). Роль крем-
ния в сталях для горячих штампов сводится в основном, как уже отме-
чалось, к увеличению их стойкости против термической усталости. Это
дало основание для ряда слабо нагревающихся горячедеформирующих
инструментов успешно применять более экономичные ~безвольфрамовые
стали, легированные кремнием. В Советском Союзе из сталей этого типа
применяются стали 4ХС и 6ХС, 30 ХГС и 35ХГС, а в ГДР и ФРГ и в
США — стали типа 6ХГС, 5ГС и 5ГС2, часто ic добавкой ванадия или
молибдена (см. стали 4, 5, 16, 17, 31 в табл. 84).
В ряде стран получили широкое применение сагали, в которых ос-
новным легирующим элементом является хром, а дополнительными—
вольфрам, молибден или ванадий. Такова, например, советская сталь
4Х8В2, немецкая 6о/о-ная хромистая сталь и американские 5'/p-ные хро-
мистые стали, которые в сумме выше легираваны вольфрамом, молиб-
деном и ванадием (стали 2, 15, 27 — 29 в табл. 84). По устойчивости
' Новые стали с повышенным содержанием ванадия исследованы в последнее время
в лабораторных условиях (А. П. Гуляев и др. Металловедение и обработка металлов,
№ 7, 1958, стр. 2) для горячего деформирювания жаро~рочных деталей.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
489
против отпуска и значениям прочности при рабочих температурах они
уступают стали типа 3 — 4Х2В8, но по стой~кости против термической ус-
талости близки к ~ней,,а сильнее легированные (28 и 29 в табл. 84)—
приблизительно равноценны последней и по устойчивости против от-
пуска. В США применяются еще более легированные стали такого типа,
в частности, с 5'/р Сг и 5'/p W или Мо, с 7'/о Сг m 7'/о W. Для инстру-
ментов, нагревающихся не выше -350', но,подвергающихся в ра~боте
сильному ианосу, применяются также высокоуглеродистые стали с 5'/о
Сг и с 12'/р Сг того же соста~ва, что и для штам~пов холодного деформи-
рования (главным образом стали 8, 10, 11 в табл. 82, а в Советском
Союзе — Х12Ф и Х12Ф1, табл. 82), и реже — с 2 — 3 — 4'/p Сг, типа 7ХЗ
и ЯХЗ и сталей 6, 18, 38 в табл. 84.
Для штампов, работающих при температурах выше 650', главным
образом предназначенных для обработки тяжелых металлов, в Герма-
нии,получили распространение аустенитные стали либо типа стали 19
в табл. 84, либо содержащие повышенное количество элементов, сооб-
щающих им способность упрочняться за счет диспераионного твердения.
В последнем случае они подвергаются отпуску при 600 — 700' с целью
выделения высокодисперсной упрочняющей фазы. При рабочих же
температурах ниже 650' они по жаропрочности уступают перлитно-
мартенситным сталям и применение их JIIHBIBHQ смысла.
Для п р есс-фо р м л ить я а о д давлением (см. стр. 403) мо-
гут быть пригодны различные стали в зависимости прежде всего от
гила отливаемых сплавов. Пресс-формы малых размеров, предназначен-
ные для отливки мелких серий сплавов на оловянной, свинцовой и ча-
стично IJHHKQBQH основе, можно изготовлять из сред~неуглеродистой
стали в отожженном состоянии. Для пресс-форм больших размеров или
малых размеров, но предназначенных для отливки крупных серий спла-
вов этого типа применяют различные низколегированные стали, глав-
ным образом конструкционного типа, например хромокремни~стые, хро-
момарганцевые, хромокремнемарганцовистые, хромистые, чаще всего
дополнительно легированные ванадием (0,15 — 0,20'/p) или моли~бденои
(0,15 — 0,25'/p). В США для этих целей применяют хромоникельмолибде-
новую сталь с 0,7О/О С, 0,75О/о Сг, 1,5О/p Ni и 0,25О/р Мо (оптим.). Во мно-
гих случаях эти стали подвергают нормализа~ции с последующим от-
пуском. Если же применяется закалка и отпуск, то термическую обра-
ботку можно проводить до механической, так как в этом случае доста-
точно иметь твердость около 250 кг/мм' по Бринелю.
При отливке алюминиевых и магниевых сплавов живучесть пресс-
форм определяется стойкостью стали не только против термической
усталости, но и против эрозионного и физико~химического воздействия
струи заливаемого металла. Более высокая живучесть в этом случае
достигается после закалки и отпуска на твердо~сть 43 — 50 R~, т. е. сталь
должна обладать большой устойчивостью против отпуска, а термической'
обработке должна подвергаться готовая пресс~форма после ее механи-
ческой обработки. Такие лресс-формы или подверженные сильному эро-
зионному износу детали их в виде вставок изготовляют обычно из стали
типа 3Х2ВЯ и 4ХЯВ2, а в США, в ГДР и ФРГ — из 5 — 6О/о-ных хромистых
сталей, дополнительно легированных вольфрамом, молибденом или ва-
надием (стали 15, 27 — 29 в табл. 84). Пресс-формы из таиих сталей мо-
гут закаливаться на воздухе, не давая cpm этом заметной деформации.
Наиболее трудно обеспечить высокую живучесть пресс-форм при
отливке сплавов,на медной основе. В этом случае обычно применяется
сталь типа ЗХ2ВЯ, а в Англии — также сталь с 12 — 16О/о W, дополнитель-

490
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
но легированная никелем (стали 34, 35 в табл. 84). При отливке круп-
ных серий медных сплавов в США считается наилучшей сталь с 12о/а Сг
и 12'/p W (32 в табл. 84). Эта сталь закаливается с 1150 — 1290' в масле
или соляной ванне и отпускается при 650 — 800 на твердост~ 47 — 30 R~
Важную роль В повышении живучести пресс-форм при отливке медных
сплавов играют охлаждение в процессе работы и подогрев до 175 — 200'
перед началом работы.
Наши исследования [420] позволили рекомендовать для;пресс-форм
сталь типа нержавеющей ЗХ13 вместо стали 3Х2В8, в том числе для
отливки медных сплавов. Нержавеющие стали с более низким и более
высоким содержанием углерода, ~как можно видеть из табл. 85, при от-
ливке медных сплавов имели меньшую живучесть, чем сталь ЗХ13.
Сравнение рис. 299, а и б показывает, что и разгар ' у стали 3Х13
Рис. 299. Состояние поверхности вставок из сталей ЗХ13
(а) и 4Х13 (б) после 1000 циклов при отливке медных
сплавов
тюсде одвнакового количества циклов (отливок) значительно, меньше,
чем у .стали 4Х13. Лучшие результаты получились после за-
калки с 1000 — 1050' и отпуска при 300' (табл. 85), вследствие че-
го такая термическая обработка и была рекомендована. Высокохроми-
стая сталь типа нержавеющей (20 в табл. 84) применяется для пресс-
форм литья под давлением также в ГДР и ФРГ. В США из нержавеющей
стали с 0,15%р С, 1% Мп, 1о/p Si и 11,5 — 13о/р Сг изготовляют кокили для
отливки различных цветных спла~вов, кроме легкоплавких сплавов, для
отливки которых применяются ~формы из серого чугуна. В Советском
Союзе вместо стали ЗХ2ВЯ была рекомендована также [422] высокохро-
.мистая сталь с повышенным содержанием углерода, дополнительно
легированная кремнием, вольфрамом и титаном. Сталь, из которой из-
готовлялись опьгпные пресс-формы, содержала 0,47'/о С, 1,27% Si,
12,1'/а Сг, 1,61 /p W и 0,095о/p Ti и после закалки на воздухе с 1050' и от-
пуска при 575' имела твердость 44 — 48 Яс. К ~сожалению, автор не ука-
зывает, какие сплавы отливались и с какой сталью сравнивалась живу-
честь опытной стали.
В указанном выше ~исследовании [420] было также установлено, что
покрытие толстым слоем алектролитического хрома замедляет начало
разгара приблизительно до 1ООО циклов при литье медных сплавов. Пос-
' Испытывались в литейном цехе завода вставки из соответствующих сталей. На
рис. 299 показаны фотографии поверхности отливок, являющиеся как бы слепком с
поверхности пресс-формы.

491
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Табл и ца 85
Поведение пресс-форм (вставок) ив высокохромистых сталей
в сравнении со сталью 3Х2В8 при отливке медных сплавов.
Закалка высокохромистых сталей с 1000 — 1050
Общее количество отливок
в процессе испытаний
Момент появления сетки разгара
Марка
стали
отпуск 300'
отпуск 600
отпуск 300' отпуск 600
250
Мелкие волосные трещи-
ны после 50 отливок
Мелкие волосные трещи-
ны после 70 — 80 отли-
вок
На 50-й отливке полная
сетка разгара
Мелкие трещины после
50 отливок
То же
250
2250
3Х13
250
полосные ч рещины пос-
ле 40 отливок
Появление первых тре-
щин после 30 — 40 от-
ливок
4Х13
2 0
1000
ЗХ2В8
1250
Д. СТАЛИ ДЛЯ ИЗМЕРИТЕЛЬНЫХ ИНСТРУМЕНТОВ
Стали для измерительБых инструментов должны обладать высокой
твердостью и износостойкостью, удовлетворительной вязкостью и высо.
.ким ~постоянством размеров во времени. Рроме того, от них требуется
хорошая шлифуемость при высоком классе чистоты поверхности, малая
деформация при закалке, удовлетворительная обрабатываемость реза-.
нием, а иногда повышенная стойкость против корровионного воздейст-
ле этого сетка разгара резко усиливается, так как трещины углубляют-
ся на всю толщину слоя хрома, и начинает работать подслой. Поэтому
мы считаем целесообразным изготовление пресс-форм несложной фор-
мы для отливки алюминиевых и медных сплавов из углеродистой стали
типа 45 с электролитическим толстослойным хромированием рабочей
поверхности, причем после 1000 отливок слой хрома следует снять и на-
нести новый. Поверхностные обработки, при которых получается хруп-
кий слой, обычно понижают стойкость против разгара. Это подтверж-
дается отрицательными результатам~и наших опытов [420] с диффузион-
ным хромированием, а также с алитированием поверхности .пресс-форм
ив стали 3Х2В8, которое, вопреки утверждению нвкоторых исследова-
телей, резко понизило стойкость против разгара. По-видимому, это
подтверждается и опытом США, где движущиеся части некоторых спе-
циальных форм литья под да~влением изготовляют из азотированного
нитраллоя, что сообщает им высокую стойкость против поверхностного
износа, но значительно усиливает разгар [70И.
В заключение отметим, что в последнее время в области сталей для
инструментов горячего деформирования, как, впрочем, и в других обла-
стях, сказывается стремление к уменьшению количества марок. Так,
например, в Швеции стандартизовано всего две марки стали для ин-
струментов горячего деформирования (см. табл. 84), что, однако, едва
ли достаточно. Стремление к унификации наблюдается и во Франции,
где предусмотрено только пять типов стали (табл. 84 и 83), внутри ко-
торых, правда, возможны варианты по составу. Сравнительно невелико
число марок стали данного назначения и в Советском Союзе.

492
Л Е ГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
вия некоторых сред. Из этиках требований износостойкость, малая дефор-
мация при закалке и высокое постоянство размеров являются решаю-
щими, особенно для инструментов высокого класса точности.
Как известно, изменение размеров закаленной стали во времени
обусловливается двумя основными процессами, влияющими в разных
направлениях. Разложение мартенсита, протекающее с малой скоростью
и при комнатной температуре, приводит к уменьшению размеров. Пре-
вращение же остаточного аустенита при комнатнойтемпературе,которое
может протекать в течение длительного времени (см. стр. 182), вызыва-
ет увеличение размеров. Кроме этих двух основных процессов, измене-
ние размеров может быть обусловлено также релаксацией остаточных
напряжений, вызывающих местную пластическую деформацию. При
этом наиболее вероятна релаксация сжимающих, напряжений, действую-
щих в наружном слое закаленного изделия, что должно приводить
к уменьшению размеров [4051.
В свое врем~я применительно к изменению магнитного потока посто-
янных магнитов из закаленной стали считалось установленным, что на-
грев в течение 1 часа при 100' стабилизирует мартенсит при комнатной
температуре на период около 1 года. Однако, как можно ~видеть из при-
мера, приведенного на рис. 300 [424], новыми, более тонкими исследова-
ниями это положение не подтверждается. Да и раньше такой вывод счи-
тали правильным только потому, что изменения магнитного потока во
времени у магнита, стабилизированного путем нагрева в течение 20—
24 час. при 100 или 6 — 8 час. при 150 (так называемое временное ста-
рение), на приборах низкого класса точности не сказывались и ими по-
просту пренебрегали. Из рис. 300 видно, что и после предварительного
отпуска при 150 и даже при 200 — 250' продолжается разложение мар-
тенсита при комнатной температуре, что может заметно сказаться на
размерах измерительного инструмента высокой точности в течение дли-
тельного периода работы. Легирующие элементы уменьшают изменение
длины при низком отпуске, но на дальнейшие изменения ее ~не оказыва-
ют ощутимого влияния. В частности, рис. 300 относится к стали типа Х
(или ШХ15), содержавшей 1,0 — 1,04'о/о С, 1,42 1,54 Сг и 0,20 — 0,21О/о V.
Приращение длины через одинаковый период времени, обусловлен-
ное превращением остаточного аустенита при комнатной температуре„
также уменьшается в случае предварительного низкого отпуска вследст-
вие стабилизации аустенита, ~но не только не прекращается, а с течени-
ем времени ускоряется (см. рис. 119). Скорость превращения остаточ-
ного аустенита при комнатной температуре увеличивается с увеличением
количества его, полученного после закалки (см. рис. 120). Казалось бы,
поэтому, что регулированием количества остаточного аустенита и и ар-
тенсита можно добиться нулевого изменения размеров инструмента в
процессе службы. В действительности, однако, удлинение за счет пре-
вращения аустенита и сокращение за счет разложения мартенсита про-
текают с разной скоростью и к тому же изменяющейся во времени, так
что постоянства размеров в течение длительного времени добиться прак-
тически очень трудно. Еще труднее учесть изменение размеров, вызван-
ное релаксацией напряжений.
Легирующие элементы (см. стр. 183) могут и ускорять и замедлять
превращение остаточного аустенита при комнатной темпера"пуре в зави-
симости от их влияния на положение мартенситной точки. Наиболее ин-
тенсивно аустенит превращается при вылеживании в сталях, у которых
мартенситная точка незначительно зыше комнатной температуры [325].
В частности, как видно из сопоставления рис. 120 и 121, при одинаковом

493
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
исходном количестве аустенита скорость его превращения в хромистой
стали типа Х вначале больше, чем в углеродистой. Таким образом, сле-
дует ожидать, что после низкого отпуска, стабилизирующего на извест-
ное время мартенсит, приращение длины, вызываемое превращением ау-
стенита, у хромистой стали в н а ч а л е, в течение 3 — 5 суток, будет
б о л ь ш е, а затем, наоборот, м е н ь ш е, чем в углеродистой.
С целью стабилизации размеров сталь для измерительных инстру-
ментов после закалки подвергают обработке холодом, при которой дол-
жно быть достигнуто превращение наибольшего возможного количества
остаточного аустенита, а затем низкому отпуску в течение нескольких
20
~Ю
!
40
бО
80
300
&lt
l
10000
Я 100 1000
Вы0ержка лрц 20, час.
Р и[с. 300. Разложение ма~ртенсита с течвнием
врвмеяи при комнапной температуре без пред-
ва~рительного от[пуска ~и после предварительного
отпуска при разных температурах
часо~, стабилизирующему мартенсит и снимающему часть остаточных
напряжений. Яля усиления достигаемого эффекта такая обработка мо-
жет быть повторена дважды или несколько,раз. Так как значительная
~асть остаточного аустенита, особенно в углеродистой и низколегирован-
ной стали. может быть превращена уже при охлаждении в ледяной воде,
то с этой точки зрения рекомендованная первоначально для стабилиза-
ции постоянных магнитов еще в восьмидесятых годах прошлого столе-
тия циклическая обработка, заключающаяся в многократном нагрева-
нии до 100 — 120' с промежуточным охлаждением в ледяной воде, воз-
можно, не лишена основания. Интересно отметить, что и в последнее вре-
мя рекомендовано [706] дополнительное охлаждение закаленной стали 13
ледяной воде как средство частичного превращения остаточного аусте-
нита и стабилизации размеров. Температура закалки также выбирается
с таким расчетом, чтобы получить минимальное количество остаточного
аустанита.
Что касается второго важнейшего свойства — высокой износостой-
кости, то обычный наиболее эффективный способ его достижения — ле-
гирование стали элементами, образующими в ней большое количество
избыточ11ых твердых карбидов, для измерительных инструментов мало
пригоден. Такие стали обладают пониженной или плохой шлифуемостью
(см. рис. 284 и 295), а часто встречающаяся в них карбидная неоднорол-

494
ЛЕГИРОВАНИЕ ИНС'ГРУМЕНТАЛЬНОЯ СТАЛИ
ность может приводить к выкрошиванию острых кромок. Кроме того, они
И СРаВНИтЕЛЬНО ДОРОГИ.
Таким образом, для легирования стали, из которой изготавляются
измерительные инструменты, может быть использовано лишь небольшое
число элементов и в небольших количествах. Широкое применение для
этой цели получила сталь типа Х, содержащая 0,95 — 1,1'/О С и 1,3—
1,6О/О Cr и иногда также (главньгм образом в США) около 0,2О/о V, до-
полнительно повышающего износостойкость. Если для инструмента ~важ-
но, чтобы изменения размеров и деформация при закалке были неболь-
шими (например, калибры-пробки гладкие и резьбовые, шаблоны), то.
необходимо увеличить количество остаточного аустенита, что может
быть достигнуто путем некоторого повышения содержания марганца.
как в стали типа ХГ (с 1,3 — 1,5'/О С, 0,4 — 0,7'/р Мп и 1,3 — 1,6'/р Сг). Из-
за большого количества избыточных карбидов эта сталь обладает также
более высокой износостойкостью, чем сталь Х. И то и другое является
ее преимуществом перед сталью Х при изготовлении измерительных ин-
струментов высокого класса точности, если инструменты подвергают об-
работке холодом с целью превращения остаточного аустенита. Следует,
однако, исключать из применения для этой цели отдельные партии такой
стали с заметно выраженной карбидной неоднородностью. Еще меньшей
склонностью к деформироваяию при закалке и большей износостойко-
стью, как было сказано при рассмотрении сталей для режущих инстру-
ментов, обладает легированная вольфрамом сталь типа ХВГ. Поэтому
она наиболее пригодна для измерительных инструментов, высокого клас-
са точности, особенно имеющих неблагоприятные размеры и сложную
форму.
Яля инструментов сложной формы и малых толщин, от которых
требуется повышенная пластичность и склонных к значительному дефор-
мпрованию при закалке, можно применять либо цементуемые углеро-
дистые и легированные стали, закаливая их в масле, либо среднеуглеро-
дистые, подвергая изготовленные из них инструменты поверхностной за-
калке с нагревом токами высокой частоты. Яля менее точных инстру-
ментов несложной формы пригодна также нелегированная высокоугле-
родистая сталь 13701. В последнее время на многих заводах для сообще-
ния измерительному инструменту высокой износостойкости использует-
ся азотирование. В этом случае инструмент может изготовляться либо из
обычного нитраллоя типа 38ХМЮА, либо из стали типа 18ХНВА.
Если от инструментов требуется повышенная коррозионная стойкость,
используют инструментальные нержа~веющие стали типа 4Х13 или Х18
(см. о них на стр. 629).

1Х. Легирование жароупорной
и теплоустой чивой стали
1. ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ '
В данной главе рассматриваются стали и сплавы, предназначенные-
для изготовления деталей, работающих в нагруженном состоянии при
повышенных и высоких температурах в течение более или менее продол-
жительного времени. Разработка таких сталей и параллельно методики
испытания их специальных свойств шла весьма интенсивно на протяже-
нии последних 25 — 30 лет в связи с развитием паросиловых установок,.
паровых и газовых турбич, аппаратуры синтеза аммиака, нефтеперегон-
ного оборудования, реактивной техники и т. п., работающих при высо-
ких и все более повышающихся температурах и давлениях. В дальней-
шем стали, обладающие высоким сопротивлением пластической дефор-
мации и разрушению при рабочих температурах до 500 — 550', будем на-
зывать т е п л о у с т о й ч и в ы м и, а стали, способные сопротивляться
пластической деформации и разрушению при более высоких рабочих
температурах,— ж а р о п р о ч н ы м и. Стали, обладающие большой стой-
костью против газовой коррозии или окалинообразования при высоких
температурах, будем называть ж а р о с т о й к и м и. Наконец, ж а р а-
у п о р н ы и и будем называть стали, обладающие одновременно стойко-
стью против газовой коррозии и высоким сопротивлением пластической
деформации и разрушению при высоких температурах '.
Основными требованиями, которые, в зависимости от условий рабо-
ты детали, могут предъявляться отдельно или одновременно к жаро-
упорным и теплоустойчивым сталям, являются: 1) прочность, характе-
ризуемая пределом текучести или пределом прочности, при кратковре-
менном испытании растяжением при повышенной или высокой рабочей
температуре; 2) сопротивление ползучести; 3) длительная прочность,
т. е. значение, напряжения, приводящего к разрыву материала в усло-
виях длительного действия нагрузки,при.рабочей температуре; 4) малая
чувствительность к надрезу при длительном разрыве; 5) усталостная
прочность при рабочей температуре; 6) стабильность структуры и свойств.
при длительном воздействии температуры и нагрузки; 7) стойкость
против релаксации; 8) жаростойкость; 9) стойкость против коррозии;
10) стойкость против эрозии; 11) стойкость против термической устало-
сти; 12) способность к затуханию или большой логарифмический декре-
мент затухания колебаний; 13) определенный модуль упругости; 14) оп-
ределенные физические свойства: малый коэффициент теплового расши-
рения, большая теплопроводность и температуропроводность и т. п.
' Более подробно об основных характеристиках жаропрочных и теплоустойчивых
сталей и методах определения этих характеристик см. в трудах А. М. Борздыка [710] и
Я. С. Гинцбург [731].
2 По ГОСТ 5632 — 51 .жароупорные, теплоустойчивые и собственно жаропрочные-
стали объединены под общим названием жаропрочные, а стали, стойкие против га-
зовой коррозии при высоких температурах (жаростойкие), называются окалиностойкими.

496
ЛЕГИРОВАНИЕ;~КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЯ СТАЛИ
Прочность и пластичность при высоких температурах, определяе-
мые путем испытания растяжением продолжительностью 20 — 30 мин. в
условиях длительного действия нагрузки, играют подчиненную роль. Од-
,нако эти характеристики приобретают самостоятельное значение для де-
Г1ф
х )7$
Э
\
:а &lt
10,S'
70
ХЮ /.Я~
~емпе~атура, Г
а
с9Е
'~ гу
~1
/7Х
° а
%~
ъ ~Ю
Ъ
Sg
&l ;~ /
~Ю А0
Темпервпура, 2'
Рис. 301. Ивменекие механических свойств~ перлитной (а)
и аустен~итной (б) стали с температурой:
~ — Оф~/й ползучести; 2 — 1000 час. до разрушения; 3 — &l ;p g 4 Ђ” уд
нение о при разрушении; 5 — 0,1% ползучести
талей, которые подвергаются действию высоких температур под нагруз-
-кой в течение весьма малого времени, или невысоких температур, при
которых ползучесть практически еще не сказывается. При температурах
выше 350 — 400 площадка текучести на диаграмме растяжения обычно
не обнаруживается. В этих случаях определяют условный предел теку-

ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ
497
' О предлагаемом более надежном методе экстраполяции см. И. А. Один г и
В. С. И в а н о в а. Сб. Института металлургии AH СССР «Исследования по жаропроч-
ным сплавам», Изд. АН СССР, стр. 52, 1956.
чести, т. е. напряжение, соответствующее заданному остаточному удли-
нению, чаще всего 0,2'/о. Отложив зависимость условного предела теку-
чести от температуры на одной диаграмме с характеристиками ползуче-
сти для той же стали, устанавливают температуру, ниже которой расче-
ты могут вестись по величине предела текучести. Эта температура при
прочих р а вньц условиях з ависит от допускаемой скор ости ползучести
или суммарной деформации. Пример такого построения приведен на
рис. 301 [427] для перлитной 5О/о-ной хромомолибденовой стали и для ау-
стенитной стали типа ОХ18Н9. Из диаграммы вид~но, что до -425' у
первой и до -600' у второй стали величина напряжений, соответствую-
щих скорости ползучести 0,1О/О за 1000 час., превосходит значения пре-
дела текучести ОО,2', следовательно, до указанных температур послед-
ний может быть положен в основу расчетов для этих сталей.
Если сталь предназначена для работы в напряженном состоянии в
течение длительного времени, для характеристики ее прочности при вы-
соких температурах необходимо знать либо сопротивление ползучести,
либо значение напряжения, приводящего к разрыву при длительном
действии нагрузки, а чаще всего и то и другое. Сопротивление ползуче-
сти имеет решающее значение при оценке стали тогда, когда для дета-
ли допускается в течение длительной службы незначительная общая
деформация, например 1'/О за несколько лет. Если же для детали допу-
скается значительная деформация и должно быть исключено только раз-
рушение, решающей может оказаться величина напряжения, приводя-
щего к разрыву при длительном действии нагрузки. Эту характеристи-
ку по предложению А. М. Борздыки называют длительно й п р о ч-
ностью.
Рядом исследований было установлено, что построенная в двойных
логарифмических координатах зависимость напряжения от времени до
разрыва представляет собою прямую линию (рис. 302, a), угол наклона
которой к оси абсцисс зависит от температуры испытания (рис. 302, б).
Поэтому принципиально возможно путем экстраполяции этих прямых,
доводимых экспериментально обычно до 1500 — 3000 час., найти длитель-
ную прочность, соответствующую продолжительности растяжения 8
10 000 и 100 000 час '. Однако вполне надежными можно считать только
значения длительной прочности, полученные экспериментально, так как
при более продолжительных выдержках могут сильно сказаться допол-
нительные процессы, например окисление, коррозия, структурные изме-
нения и др., способствующие межкристаллическому хрупкому разруше-
нию, что приводит к получению перелома на прямой напряжение — вре-
мя (рис. 302, в). Доведение образца до разрыва позволяет, следователь-
но, выявить и процессы «охрупчивания» материала, которые в ряде слу-
чаев очень резко понижают его характеристики пластичности — относи-
тельное удлинени~ и сужение.
Первичная кривая п о л з у ч е с т и, изображающая увеличение оста-
точной деформации с течением, времени при постоянных значениях напря-
жения и температуры, показана схематически на рис. 303. Отсюда опре-
деляется скорость ползучести и на прямолинейном участке кривой bc.
Скооость v, увеличивается с повышением температуры испытания и на-
ппяжения. Во многих случаях важна суммарная деформация образца
в течение заданного промежутка времепи. Построив такие эксперимен-
тальные кривые при постоянной температуре и разных значениях напря-

ЛЕГИРОВАНИЕ,ЖАРОУПОРНОЯ И ТЕПЛОУСТОЯЧИВОЯ СТАЛИ
498
жения. определяют и р е д е л п о л з у ч е с т и, который количественно
хапактеризует сопротивление стали ползучести при данной температуре.
При этом теоретический или физический предел ползучести, представ-
ляющий собою максимальное напряжение, при котором скорость ползу-
чести павна нулю, определяется очень редко. Обычно сопротивление ста-
ли ползучести характеризуют условным пределом ползучести, в качестве
Время ао разрушения (опт)
а
Время ао разрушения (1пХ)
рис. 302. Схемы зависимо-
сти разрушающего»пря-
жения от длительности ero
действ.ия:
а и в — при постоянной темпе-
ратуре; б — при разных темпе-
ратурах
~~емЯ до рцзрцщедця ( ~~д)
д
которого принимают напряжение, вызывающее либо заданную скорость
ползучести v, на прямолинейном участке кривой рис. 3Q3 (а ), либо
заданную суммарную деформацию в течение определенного времени (у,).
По кривой рНс. 303 можно определить также удлинение, соответствую-
щее точке перегиба с.
Часто строят комбинированные диаграммы для длительной прочно-
сти и ползучести. Пример подобной диаграммы в логарифмических ко-
ординатах приведен на рис. 3Q4 для хро-
моникельмолибденовой стали. Верхняя пря-
о
мая представляет собою зависимость на-
пряжения от времени до разрыва. В нижней
с
части рис. 304 построены кривые ползу-
чести при разных нагрузках. Из этих кри-
(7
вых взяты значения времени, в течение ко-
торого достигается суммарная ползучесть
в 1% при 480', зависимость этого врвмена
pgg. 303. QxeMa лврввчв~й от напряжения дает вторую сверху диаграм-
кривой ползучести iMy (также прямую линию). Наконец, край-
Р = соЫр а соЫ ние точки кривых ползучести показывают
значения удлинения при разрыве, уменьша-
ющегося с увеличением длительности действия нагрузки. Соединив точ-
ки, соответствующие значениям удлинения при разрыве, линией и экстра-
полируя последнюю на 100 000 час., мы найдем, что для данной стали уд
линение при разрыве с - 20% при '1000 час. падает до - 5% при
100 000 час. Экстраполированием же верхних двух линий находи~м дли-
те.льную прочность ад, соответствующую времени в 100000 час., и на-
Времл

499
ОСНОВНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ
%л
ь~~ 6i
N
В
6
Ф
г
Я
1
0,~
03
02
0)
1
1О ИО
Время, ысы
10
10000
1Д~ЩО
рис. 304. Комбинированная д~иаграмма (длительной прочности и пол-
зучести) в логарифмических коордвнатах для хромоникельмолиодено-
soi стали с 0,42'/о С, 0,69о/о Мп, 0,25o Si, 0,72о/о Сг, 1,84 Ni, 0,34'/о
Мо, закаленной с 950' и отпущенной при 675' (Л. Я. Лиоерман):
° — межкристаллический излом; А — разрушение при 4800; Б — 1Щ ползучести
при 48(P; В — удлинение при разрушении
r
того, ускоренные методы испытания, как уже указывалось, не учитыва-
ют процессов, развивающихся в стали очень медленно, а эти процессы
могут привести к серьезным последствиям. Не представляет собою ис-
ключения в этом отношении и заманчивый по своей быстроте метод дли-
тельной твердости. Тем не менее при лабораторном изыскании жаро-
прочных сплавов А. А. Бочвар считает возможным производить предва-
рительный качественный отбор опытных сплавов по результатам изме-
рения их длительной твердости. При этом сплавы, обладающие высоки-
ми значениями длительной твердости, еще не могут быть рекомендованы
в качестве жаропрочных без проверки методом растяжения, так как дли-
тельная твердость не реагирует на некоторые особенности структурного
состояния сплавов, прежде всего на состояние границ зерен [444; см. так-
же 7101. Яля предварительного качественного отбора опытных сплавов
используется и разработанный И. И. Корниловым [3601 центробежный
метод испытаниз изгибом.
Следуе~ заметить, что и при испытании прямыми методами и доста-
точной длительности испытания определяемые значения предела дли-
тельной прочности у одного и того же сплава могут колебаться в значи-
тельных пределах не только в разных странах, но и в одной лабораго-
пряжение а,, вызывающее общую ползучесть в 1% за 100000 час. Отно-
Og)
° У
шение этих напряжений — дает запас прочности для интересующеи
Я
яас стали при данной температуре. Надежность материала в работе час-
(Ур
то характеризуют также отношением
ос
Многочисленные ускоренные методы определения характеристик со-
противления стали ползучести, предлагавшиеся и частично применяющи-
еся до сих IIop, главным образом зарубежными исследователями, впол-
не обоснованно можно считать недостаточно точными (см. 7101. Кроме

'500
ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
' Подробнее о циклической вязкости и ее значении см. [347].
рии на образцах от разных плавок и даже от одной плавки [826 и др.]. На
этих колебаниях сказываются и погрешности самого испытания и боль-
шая чувствительность определяемых характеристик к способу выплав-
ки, дальнейшей обработки слитков и заготовок, к воздействию среды, к
случайным дефектам, которые могут играть роль надрезов, и т. п. Это
следует учитывать особенно при сравнении результатов, полученных раз-
ными исследователями.
Р ел а к с а ц и я заключается в том, что упругая деформация дета-
ли, вызванная определенным напряжением, переходит в пластическую,
что приводит к самопроизвольному снижению напряжения. Это явление
особенно важно для стали, из которой изготовляются крепежные дета-
ли, например болты, так как при снижении напряжения снимается упру-
гий натяг, обеспечивающий плотность соответственного соединения. Ре-
лаксация имеет много общего с ползучестью. Поэтому оба явления ино-
гда отождествляют и даже предлагают пользоваться релаксацией как
методом испытания ползучести и наоборот. Скорость нарастания пла-
стической деформации при релаксации одни считают равной скорости
ползучести, тогда как другими это положение оспаривается. Однако это
является спецальным вопросом. Применительно же к нашей теме вазкно
отметить то обстоятельство, что далеко не все сплавы, хорошо сопротив-
ляющиеся ползучести, обладают и высокими характеристиками релак-
сации [см. 710].
У стало ст н а я п р о ч но с ть при высоких температурах являет-
ся важной характеристикой для ", работающих в условиях пере-
менных нагрузок. При высоких е атурах правый участок усталост-
ной кривой, как видно из схем 'е ' ис. 305, вместо горизонтально-
го становится наклонным. Всле ств. е того предел усталости пони-
жается с увеличением числа,ци ов п итом тем сильнее, чем выше ра-
бочая температура. Значение е оффу т поэтому определять и указы-
вать для заданного числа цикл -=,— ~Й рое следует брать достаточно
большим. Высокотемпературный предел усталости на гладких образцах
обычно выше, чем пределы ползучести и длительной прочности при при-
близительно одинаковой продолжительности испытания [710]. В этом
случае разрушение наступает, следовательно, раньше под влиянием пол-
зучести, чем под влиянием усталости. Объясняется это, по-видимому,
тем, что явления усталости определяются в основном внутризеренными
процессами, а ползучесть — в основном процессами в граничном слое
зерна, являющемся при высоких температурах более «слабым местом».
К проблеме усталости непосредственно примыкает и проблема ци-
клической вязкости (способность стали поглощать необратимо энергию
вибраций; характеризуется количественно петлей гистерезиса). Хотя до
конца значение циклической вязкости стали для службы деталей еще не
выяснено (за исключением резонансных условий), можно все же счи-
тать, что из двух сталей, имеющих одинаковый предел усталости, лучше
будет та, у которой циклическая вязкость выше '.,
Чувствительность к надрезу обычно определяется как отношение
значений предела длительной прочности у образца с надрезом и у глад-
кого образца. При этом следует иметь ~в виду, что определение этих ха-
рактеристик экстраполированием может приводить к ошибочным заклю-
чениям, так как у некоторых материалов чувствительность к надрезу
усиливается с течением времени, и линии, показывающие зависимость
разрушающего напряжения от длительности испытания (рис. 302) у

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
50I
Фъ
Рис. 305. Схема усталостной ири-
3(
вой прн комнатной (1) и высокой
(2) температуре
— Логарифм числа циклоВ
дов, металлических соединений, образование с~-фазы, &lt;-ф з и дру
фаз. Степень нестабильности стали устанавливается путем длительной
выдержки образцов без нагрузки или под нагрузкой (попутно при опре-
делении основных характеристик) в интересующем интервале темпера-
тур и последующего определения ее структуры и свойств.
Из физических свойств, наряду с большой теплопроводностью и тем-
пературопроводнс стью, теплоустойчивая и жаропрочная сталь для мно-
гих областей применения должна обладать малым коэффициентом теп-
лового'расширения. Так, например, у турбинных дисков в случае мало-
го теплового расширения стали не только меньше изменяется зазор при
различных температурных условиях работы, но и уменьшаются возни-
кающие в них температурные напряжения. Не меньшее значение малый
коэффициент теплового расширения, наряду с другими свойствами, име-
ет для повышения стойкости сплава против возникновения трещин тер-
мической усталости [см. 732 и др.]. Ряд изделий, подвергающихся в усло-
виях работы резким сменам температуры, часто выходит из строя имен-
но по этой причине.
2. РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В )КАРОУПОРНЫХ
И ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫХ СТАЛЯХ
Влияние легирующих элементов на сопротивление стали пластиче-
ской деформации и разрушению при высоких температурах и на ее жаро-
стойкость (стойкость против окалинообразования) подчиняется разным
закономерностям. Поэтому рассмотрим их влияние в обоих главных на-
правлениях раздельно.
гладкого и надрезанного образца, могут пересечься. Многие высокожа-
ропрочные сплавь. оказываются чувствительными к перекосу, и их дли-
тельная прочность сильно понижается уже при небольшом угле перекоса
образца (1,5', см. [827]).
Весьма важноч характеристикой теплоустойчивых и жаропрочпых
сталей является стабильность их структуры и свойств при длительном
воздействии темп ратуры и нагрузки. Нестабильность может быть ре-
зультатом различных процессов, протекающих в стали при повышенных
или высоких рабочих температурах. Некоторые из них ускоряются под
действием нагрузки. К числу таких процессов относятся напри-
мер, в перлитных сталях — графитизация, сфероидизация карбидов,
изменение состава карбидной фазы и твердого раствора за счет диффу-
зионного перераспределения легирующих элементов между ними, про-
цессы, вызывающие тепловую хрупкость. В высокохромистых сталях—
процессы, приводящие к так называемой 475-градусной хрупкости. В ау-
стенитных сталях — выделение из твердого раствора карбидов, нитри-

ЛЕГИРОВАНИЕ )КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
А. РОЛЬ ЛЕГИРОВАНИЯ И ДРУГИХ ФАКТОРОВ В ПОВЫШЕНИИ
)КАРОПРОЧНОСТИ И ТЕПЛОУСТОИЧИВОСТИ СТАЛИ
Общие положения
Сопротивление сплавов пластической деформации и разрушению
при высоких температурах принципиально определяется теми же физи-
ческими и физико-химическими факторами, что и при комнатной темпера-
туре. Этими факторами являются: вид (вернее, соотношение различных
видов) и прочность межатомной связи, а также структура сплава.
В частности, в настоящее время имеется много оснований полагать,
что ни понижение разрушающего напряжения при длительном действии
нагрузки (длительной прочности), ни ползучесть не представляют собою
явлений, специфических только для высоких рабочих температур. В ря-
де работ на самых разнообразных материалах, как неметаллических,
так и металлических, было установлено понижение прочности при ком-
натной температуре с увеличением длительности действия нагрузки. Бы-
ло показано [510], что зависимость времени до разрыва & t; от напряже
в полулогарифмических координатах достаточно точно изображается
прямой 'линией и описывается равенством ' т = Ае ", где А и и — кон-
станты (& t; Ђ” у ол накл на прямо ). Из р с. 06 Б 0] ля полистир
(полимер винилбензола) видно, что с понижением температуры времен-
ная зависимость прочности закономерно изменяется и при достаточно
низких температурах может стать трудно обнаруживаемой. Темпера ур-
ная зависимость времени & t; описывае ся выражен
Е
kT
т=Ве
где В — константа, зависящая от природы материала, а Е имеет смысл
энергии активации процесса, приводящего к разрыву, и уменьшается
с увеличением напряжения.
Эти данные, как мы уже отмечали (стр. 209), позволяют считать,
что процесс разрушения протекает путем постепенного локального раз-
рыва межатомных связей, который оказывается возможным вследствие
неоднородности материала и распределения напряжений, флуктуаций
энергии тепловых колебаний атомов и прочности межатомной связи, а
у металлов — также в результате сдвигов при пластической деформа-
ции. Oб этом до некоторой степени свидетельствуют найденные
С. Н. &gt;Курко ы и р. [5 0] статистичес ое распределе ие значе ий д
говечности или живучести, т. е. времени до разрушения, и необратимость
процесса, которая заключается в том, что суммарная живучесть прак-
тически не меняется в случае промежуточного разгружения и длитель-
ного «отдыха» образцов.
Если исходить из этих предпосылок, то можно принять, что энергия
«активации» Е непосредственно связана с энергией связи, вследствие че-
го она и уменьшчется с увеличением напряжения. Следовательно, вре-
менная зависимость прочности количественно должна приближенно оп-
ределяться гомолагической температурой. Для полистирола температу-
ра — 194', при которой прочность еще слабо понижается с увеличением
длительности действия нагрузки (рис. 306), составляет уже больше
' Опыты С. Н. Журкова и Э. Е. Томашевского [510] показали, что при изменении
длительности испытания (живучести) даже на 10 порядков это выражение как для
неметаллов, так и для металлов лучше подтверждается, чем обычно принимаемое вы-
— И
ражение т = Ва , но что оно является частным случаем (для определенного интерва-
ла значений а) еще не установленной более общей закономерности.

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
5ОЗ
0,2Тр„„(абсолютной температуры размягчения). Для стали же комнат-
ная температура е1це меньше 0,2 Т„„вследствие чего заметная времен-
ная зависимость прочности здесь наблюдается только при повышенных
и высоких температурах.
Очевидно, гомологической температурой определяется и скорость
ползучести. У таких металлов как свинец, для которых комнатная темпе-
ратура соответствует -0,5 Т„„ползучесть протекает и при этой темпера.
туре со значительной скоростью при малом напряжении. При напряже-
ниях же, превосходящих предел текучести, и у сталей в ряде исследова-
ний наблюдалась значительная ползучесть при комнатной температуре.
5
ц~ 4
В
~в~
~Ъ
Ф
1
Рис. 306.Зависимость времени
до разрушения от напряжения
при разных температурах
для полисткрола
2 ~ 4 5 6 7 д
налряженое, кг/м~з
Однако для жаропрочности металлов и металлических сплавов ог-
ромное значение имеют те особенности, которые вносит высокая темпе-
ратура и которые будут сказываться в тем большей степени, чем доль-
ше должна работать изготовленная из сплава деталь.
При высокой температуре может измениться м е х а н и з м п л а-
' с т и ч е с к о й д е ф о р м а ц и и, а следовательно, и ползучести. Многи-
ми советскими и зарубежными исследователями было экспериментально
показано или предположено, что пластическая деформация осуществ-
ляется различнымк механизмами [cM. 472, 828 и др.], которые обычно
подразделяют на три группы [715]. При более общем рассмотрении мож-
но считаться с двумя основными группами процессов: сдвиговыми и диф-
фузионными. По диффузионному механизму, как предположено было
давно, деформация совершается путем пластического течения, как у
аморфных тел. Еи;е далеко не установлена связь между протеканием де-
формации по различным механизмам и ползучестью на отдельных ее
стадиях, хотя в предположениях по этому вопросу нет недостатка
IcM. 710, 715, 828 и др.]. Экспериментальные данные весьма противоречи-
вы. Даже те исследователи, которые считают, что форма кривой почзу-
чести в конечном счете отображает разность эффектов разупрочнения и
упрочнения, часто приходят к проти~воречивым выводам по вопросу о
влиянии д а н н о г о п р о ц е с с а на упрочнение и о причине такого
влияния.
Все же можчо считать, что в зависимости от рабочей температуры,
величины напряжения и длительности действия нагрузки преобладает
тот или иной механизм пластичности. При температурах ниже -0,3 Т„,
преобладают сдвиговые механизмы. При температурах выше 0,3—
0,5 Т„„когда становится значительной скорость диффузии, начинают
действовать и при определенных напряжениях преобладать диффузион-

504
ЛЕГИРОВАНИЕ ЩАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
ные механизмы пластичности. При постоянной рабочей темпе~ратуре диф-
фузионяыемеханизмы пластичности будут играть тем более важную роль
IIQ сравнени~о со сдвиговыми, чем меньше напряжение и скорость пла-
стического деформирования (ползучести), так как для развития диффу-
зионных процессов требуется значительное время. В частности, было
показано [716], что в условиях относительно малых напряжений и не-
большой скорости ползучести преобладает механизм перемещения зерен.
В граничном (межкристаллитном) слое диффузия протекает со зна-
чительно ббльшей скоростью, чем внутри зерна. Поэтому в случае пре-
обладания диффузионных механизмов пластичности пластическая де-
формация развивается главным образом в граничном слое зерна, и для
повышения сопротивления сплава ползучести должны быть упрочнены
прежде всего границы зерен. Различная роль границ зерен при разных
условиях деформирования была подтверждена в ряде исследований эк-
спериментально, в частности на образцах алюминия, состоявших из мо-
нокристаллов по сечению и нескольких кристаллов по длине [711], на
образцах углеродистой стали, нагревавшихся в нагруженном состоянии
в вакууме [712], и др.
Основная особенность влияния высокой температуры на д л и т е л ь-
н у ю п р о ч н о с т ь металлов и сплавов заключается в наличии двух
ветвей на прямой логарифмической диаграммы напряжение — время до
разрушения, т. е. перелома на этой прямой (см. рис. 302, в и 304), на-'
ступающего после некоторой длительности нагружения, различной для
разных металлов'. Говоря так, мы исходим, следовательно, из указан-
ной выше вероятности того, что вообще понижение прочности с увеличе-
нием длительности действия нагрузки является закономерностью, при-
сущей всем материалам и при нормальной температуре, а повышение
температуры делает ее только более резко выраженной (рис. 306). Сле-
довательно, левую ветвь диаграммы и при повышенной температуре мо-
жно объяснить постепенным локальным разрывом межатомных связей.
Разрушение по правой ветви логарифмической прямой в подавляю-
щем большинстве случаев межкристаллическое и при,микроскопическом
исследовании выглядит результатом зарождения и развития трещин. По-
этому предложенная С. Т. Кишкиным [см. 511, 622] гипотеза, согласно
которой зарождение и развитие трещин является причиной понижения
прочности и пластичности сплавов, работающих под нагрузкой при вы-
соких температурах, кажется более достоверной, чем другие гипотезы,
независимо от того, чем обусловливается возникновение начальных тре-
щин. Было даже показано [718]. что учет повреждаемости. т. е. характе-
ристики, обратной сопротивлению сплава возникновению начальных тре-
щин, по крайней мере при межкристаллическом разрушении в процессе
длительного нагружения при высокой температуре, может качественно
иначе расположи~ь оцениваемые материалы, чем учет только их сопро-
тивления полному разрушению.
Так как межкристаллическое разрушение по правой ветви прямой
рис. 302, в наступает при относительно малых напряжениях и большой
длительности нагр ~жения, то причины возникновения начальных трещин
в этом случае обычно ищут ~в диффузионных процессах. Наиболее рас-
пространенные гипотезы основаны на развитой Я. И. Френкелем «дырча-
той» теории диффузии. Авторы этих гипотез считают, что трещины яв-
ляются результатом либо диффузии имеющихся и образующихся в про-
цессе работы вакансий к границе зерна, где они собираются в «колонии»
' При весьма высокой гомологической температуре перелом при малой длительно-
сти нагружения и при обычном опыте можно и не уловить.

Р(ЭЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
505
[714], либо перемещения существующих и непрерывно зарождающихся
:очагов плавления &g ;, од котор ми понимаю ся разупорядочен ые а
мы, окружающие вакансию, к границам зерна (являющимся при высо-
ких температурах энергетически более выгодными областями), где они
коагулируют [7! 3].
Очень важными дополнительными, а иногда и решающими причи-
нами зарождения и развития трещин и в конечном счете хрупкого раз-
рушения и по мнению авторов указанных гипотез могут служить процес-
сы, протекающие при рабочей температуре и приводящие к образованию
на границах зерна фаз, понижающих сопротивление отрыву. Если выде-
ляющаяся фаза располагается преимущественно внутри зерна по пло-
скостям сдвигов, как это наблюдалось, например, на никелевом сплаве
во время испытания его на усталость при 750 [717], опа облегчает также
тр анскристаллическое р азрушение.
Однако, по нашему мнению, если исходить из гипотез о решающей
роли диффузии вакансий, то трудно объяснить, почему нагрев при той
же температуре без нагрузки, пусть даже в течение гораздо более дли-
тельного времени, не приводит к диффузии вакансий к границам зерен,
где они при последующем нагружении должны были 6bI сразу проявиться
как трещины. C другой стороны, межкристаллическое разрушение на-
блюдается принципиально и при таких температурах, при которых диф-
фузионные процессы не могут играть роли, или при весьма высоких тем-
пературах, но в течение такого малого времени, которого должно быть
недостаточно для диффузии вакансий и собирания их в колонии.
М ы п р е д и о л а г а е м, что большую роль в сопротивлении пласти-
ческой деформации и разрушении металлов при высоких, как и при сред-
них и низких температурах, играет полуупорядоченное строение гранич-
ного слоя зерен, в средней его части при6ли&gt;кающе с к «аморфном
Вследствие этого, как предполагалось еще в первой четверти нашего ве-
ка [см. &amp 2 ] и о чем ыло ска ано подро не на тр 2 и 15, ему до
быть в значительной степени присущи основные свойства аморфныхтел.
Применительно к жаропрочным сплавам интересны следующие
свойства, типичные для аморфных материалов.
1. Большая зависимость их способности к деформации от времени.
Деформация,в них осуществляется путем вязкого течения и протекает
при очень малых нагрузках, в том числе от собственного веса, если они
действуют в течение достаточно длительного времени. Интересно заме-
тить, что Я. И. Френкель [618] допускал возможность существования
вязкого течения и в кристаллах в случае чрезвычайно малых скалываю-
щих усилий и очень большой длительности их действия.
2. Значительно более резкое, чем у кристаллических материалов,
изменение их свойств с изменением температуры. В частности, способ-
ность к деформации путем вязкого течения сильно увеличивается, а вли-
яние IHB нее фактора времени сильно уме~ньшается с повышением темпе-
ратуры, и при температурах, близких к концу размягчения, влияние вре-
мени уже трудно уловимо.
Нам поэтому представляется, что длительность пребывания металла
под нагрузкой здесь играет решающую роль в связи с первой особенно-
стью граничного слоя зерен как «аморфного» вещества. По левой ветви
прямой рис. 302, в, т. е. при относительно малой длительности действия
нагрузки (эта длительность может быть тем больше, чем ниже темпера-
тура), преобладают сдвиговые механизмы пластической деформации в
зерне. Поэтому разрушение протекает во времени, по указанным выше

506
Л Е ГИРО ВАНИЕ ~КАРОУПОРНОЙ И ТЕ ПЛОУСТОЙЧ И ВОЙ СТАЛИ
общим причинам, путем постепенного локального разрыва межатомных
связей и носит внутрикристаллический характер. Скорость ползучести в
этом случае со временем уменьшается вследствие преобладания упроч-
нения над разупрочнением, как при обычном «полугорячем» наклепе.
С уменьшением напряжения и увеличением длительности его действия
начинает. преобладать деформация граничных слоев зерен путем вязкого
течения. Это приводит к постепенному «раздвиганию» зерен и,в конечном
счете — к в я з к о м у разрушению, но не зерен, а граничных слоев. Сами
зерна в этом случае почти не деформируются или очень мало деформи-
руются, и решающая часть конечной деформации образца является ре-
зультатом раздвигания зерен. Ползучесть должна, следовательно, про-
текать с возрастающей скоростью на второй стадии и относительно рано
перейти в третью стадию, так как площадь граничного слоя во времени
уменьшается (образуется нечто вроде «шейки»), и истинное напряже-
ние возрастает, как это наблюдается, например, при растяжении местно
нагретой стеклянной палочки или пластийки. Из схематического рис. 307
видно, что раздвигание зерен должно сопровождаться и их перемещением
по границам bc, причем и то и другое должно протекать по ломаным
плоскостям. Это, по-видимому, и есть так называемая,межзеренная пла-
стичность, относимая И. А. Одингом [715] к периферийным процессам
пластической деформации и играющая, как показано было в некоторых
работах [716], главную, роль при напряжениях, вызывающих малые ско-
рости ползучести.
Авторы гипотез о решающей роли диффузии вакансий в качестве
весьма важного их доказательства [cM. 714] приводят близость значе-
ний энергии активации для процессов разрушения (или для установив-
шейся стадии ползучести) и самодиффузии при межзеренном разрушении.
Так, например, для алюминия энергия активации разрушения — около
40 ккал/моль, а энергия активации самодиффузии — около 39 ккал/моль;
для платины соответственно 70 и 75 ккал/моль. Мы же склонны видеть
подтверждение предполагаемого нами механизма разрушения прежде
всего в установленной экспериментально для сравнительно чистых ме-
таллов [см. 830 др.] близости значений энергии активации дл я р аз р у-
ш е н и я и п о л з у ч е с т и в случае ме&gt;кзеренн го разруше ия ри
соких температурах. Дело в том, что у аморфных тел, какими в значи-
тельной степени можно считать в их средней части и граничные слои
зерен у металлов, физическая природа разрушения и пластического те-
чения принципиально одинакова. Поэтому и значения энергии актива-
ции для разрушения и ползучести, определенные в условиях, когда оба
процесса, протекают в основном за счет вязкого течения граничного слоя,
должны быть близки. В случае же внутризерен~ного разрушения, когда
пластическая деформация осуществляется в основном за счет сдвиговых
процессов, энергия активации для ползучести должна быть значительно
меньше, чем для разрушения. Из табл. 86, заимствованной из работы
С. Н. ~óðêÎÂà и Т. П. Санфировой [510] и относящейся к срав~нительно
низким температурам, видно, что, например, для тех же алюминия и пла-
тины энергия активации для ползучести в этом случае действительно в
3 — 3,5 раза меньше энергии активации для разрушения. Последняя же
здесь значительно больше, чем в случае межзеренного разрушения, и
близка к энергии сублимации — основной характеристике энергии
связи. Это вполне понятно, так как энергия связи .в зерне
значительно больше, чем в граничном слое, что подтверждается, напри-
мер, большей испаряемостью границ зерен при нагреве в вакууме и т. д.
Что касается энергии активации самодиффузии, то и при внутризерен-

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТбЪ
507
иом и при межзеренном разрушении все авторы приводят для нее зна-
чения, найденные для случая диффузии в зерне. Поэтому она при внут-
ризеренном разрушении меньше энергии активации для разрушения
(табл. 86), составляя 0,6 — 0,7 от значения энергии сублимации, а при
межзеренном разрушении оказывается близкой к энергии активации для
разрушения и ползучести, потому что последние меньше, хотя она непо-
средственно с ними, по-видимому, и не связана.
Предполагаемый нами механизм разрушения при высоких темпера-
турах подтверждается многими фактами и, в частности, опубликованны-
ми M. Г. Лозинским и Е. И. Антиповой [7121 пред-
варительными результатами непосредственных
наблюдений (на полированной поверхности об- Р
разцов) над изменением микростроения сплавов
в процессе высокотемпературного нагрева их под
-нагрузкой в вакууме. Особенно отчетливо про-
цесс, заключающийся, по нашему мнению, в по-
степенном «раздвигании» зерен, виден в этой ра-
боте на сплавах Ni+Cu, причем конечная де-
формация в -5%, как показывают приводимые 2'
авторами микрофотографии, почти полностью
может быть отнесена за счет раздвигания зерен.
На рис. 308 приведены некоторые микро-
структуры из работы Вуда и Рашингера [831], в
которой образцы алюминия чистоты 99,98% по-
сле предварительной холодной деформации на
3
8 — 9% растягивались при разных температурах
и с разной скоростью (медленная деформация на
рис. 308 соответствует удлинению 0,1%/час; бы-
страя — 10%/ìèí). B работе авторов эти фото-
графии приводятся параллельно с рентгеновскими
снимками как доказательство образования «суб-
структуры», т. е. разбивания зерен на блоки—
ячейки, размер которых увеличивается с повыще-
нием температуры и уменьшением скорости дс-
формирования. Мы же приводим эти фотографии
разрушенных образцов для того, чтобы обратить внимание на утолщение
граничных слоев, являющееся, по нашему мнению, результатом вязкого
течения их, приводящего к «раздвиганию» зерен по ломаным линиям гра-
ниц. Из рис. 308 видно, что разд~вигание зерен усиливается с повыше-
нием температуры и понижением скорости деформирования. Так,
быстрая деформация при 400' (рис. 308, a) дает приблизительно та-
Рис. 307. Схвма «р аз-
,п„вигания» зерен на раз-
ных стадиях нагруже-
ния прои высокой тем-
пературе:
— исходное состояние;
2 — промежуточное и 8—
разрушение
Таблица 86
А
ккал/моль
~о
ккал/моль
Е
ккал/моль
Металл
ккал/мол'.
Ъ~
Al
Ag
Pt
25
51
64
145
27 4.
55
58
127
20,5
37,5
45,9
75
15,3
15,0
44,5
11 р и м е ч а н и е. 00 — энергия активации для разрушения (значение ее, полученное экстрапо-
ляцией на нулевое напряжение); Е — для самодиффузии (по литературным данным); А — для ус-
тановившейся стадии ползучести (по литературьы M данны M); Q — энергия субли мацин. Е для
Pt вписано нами.

ЛЕГИРОВАНИЕ фАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАДИ
508
кую же кар11ину, как медленная при 200' (рис. 308, б). В случае же быст-
рой деформации при 200' (рис. 308, в) раздвигания зерен не видно, а пре-
обладает сдвиговая деформация в зерне.
Рис. 308. Микроструктуры разрушенных образцов чистого алюминия, подвергшихся
холодной деформации на 8 — 9О/о и затем растягивавыихся при разных температурах
медленно и быстро (см. текст). Х 100:
а — быстрая деформация при 400О; б — медленная деформация при 200О; 8 — быстрая деформация
при 20(Р; г — медленная' деформация при ЗООО; д — быстрая деформация при 35(P; е — быстрая
.деформация при 500о
Локализация деформациями в граничном слое в упомянутой выше ра-
боте Э. С. Яковлевой и М. В. Якутовича [711] наблюдалась ~на образце

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
509
алюминия чистоты 99,6О/р, состоявшем из одного кристалла по сечению
и 2 — 3 кристаллов по длине, разорвавшемся через 140 час. под напряже-
нием 0,144 кг/мм' при 550 — 600'. На серебряных монокристальных прово-
локах диаметром 0,1 см и расчетной длиной около 4 см было получена
после 282,5 час. при 910' удлинение 0,005 см при напряжении
0,00134 кг/мм' и 0,001 см при напряжении 0,00116 кг/мм', тогда как на та-
кой же поликристаллической проволоке в тех же условиях удлинение
при напряжении 0,00128 кг/мм' составляло 0,058 см [832]. Разницу мож-
но отнести за счет вязкого течения граничных слоев у поликристалличе-
ской проволоки. Этим же, по-видимому, объсняется,наблюдавшееся Хен-
соном и Уиллером [см. в 622] в 5 раз более сильное уменьшение плотно-
сти во времени и более раннее (~ в 5 раз) наступление третьей стадии
ползучести у поликристаллического алюминия при 250' и а = 2,2 кг/мм'
по сравнению с монокристаллом в тех же условиях. Характерно при этом,
что особенно заметно плотность понижалась на третьей стадии ползуче-
сти. С нашей точки зрения это объясняется тем, что раздвигание зерен
только кажется трещиной на шлифе. В действительности же раздвигание
зерен, в отличие от отрыва, в начальной и средней стадиях еще не тре-
щина и превращается в трещину только тогда, когда начинается вязкое
разрушение граничного слоя за счет образования «шейки». Отсюда,
между прочим, следует, что до некоторой стадии нагружения во времени
должно быть возможно «залечить» такие повреждения, в отличие от по-
вреждений, вызванных разрывом межатомных связей. B этом и заклю-
чается, по-видимому, сущность увеличения пластичности и вязкости
за счет тврмической обработки образца до превышения некоторой дли-
тельности его работы (стр. 536), а также за счет промежуточной терми-
ческой обработки, примененной на разных стадиях нагрева ~образца
под нагрузкой.
Усталостное разрушение и при высоких температурах, как правило,
т. е. при отсутствии влияния других факторов, проходит по зерну, оче-
видно, потому, что длительность той части цикла, в течение которой обра-
зец подвергается нагружению одного знака, недостаточна для того, что-
бы вызвать вязкое течение граничного слоя зерна. Поэтому процесс раз-
рушения протекает здесь в результате пластической деформации по сдви-
говым механизмам и локального разрыва межатомных связей в зерне.
Но при высоких температурах сильнее сказывается общая временная за-
висимость прочности, вследствие чего правый участок из горизонтальной
превращается в наклонную прямую (рис. 305), т. е. «предел усталости»
понижается с увеличением количества циклов.
С иовы шеки ем темп ер ату р ы (гомологической) на поведе-
нии граничного слоя зерен сказывается, по нашему мнению, второе ти-
личное свойство аморфных тел — резкое повышение их способности
к пластическому течению, вследствие чего роль фактора времени сильно
уменьшается. Так, при 350' быстрая деформация алюминия (рис. 308, д)
приводит к приблизительно такому же раздвиганию зерен, как медлен-
ная деформация при -300 (рис. 308, г). Особенно резкую картину бысг-
рая деформация дает при 500 (рис. 308, е), а также при 400' (рис.
308, а). В упомянутой выше работе [712] длительность нагружения спла-
вов Ni — Си до разрушения не превышала 14 час., но температура со-
ставляла 650', т. е. около 0,6 Т„„а напряжение 6,7кг/мм2. С другой
стороны, В. И. Яаниловская и др. [833) на стали 30ХМА наблюдали зна-
чительное замедление релаксации в случае предварительной ползучести
под напряжением 20 кг/мм2 в течение 25 час. при температуре около
0,45 T„(500' С), в то время как такая же пластическая деформация,

510
ЛЕГHPOBAHHE ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
но полученная предварительным кратковременным растяжением при
той же температуре, почти не влияла на скорость релаксации. Это при-
водит авторов к выводу о различии механизма ползучести и обычной
пластической деформации. По-видимому, вследствие большого влияния
фактора времени при этой температуре в случае ползучести деформация
накапливалась в основном за счет вязкого течения граничных слоев зе-
рен. В случае же предварительного кратковременного растяжения пла-
стическая деформация получалась только за счет сдвигового механизма
внутри зерен. Следовательно, авторы, по-видимому, действительно име-
ли дело с разными механизмами процесса.
В связи с этим следует заметить, что понятие о так называемой
«эквикогезивной» температуре, выше которой разрушение носит меж-
кристаллический, а ниже — транскристаллический характер, вообще
говоря, лишено смысла. Указания на то, что эквикогезивная температура
не постоянна, а зависит от напряжения и скорости ползучести, имеются
в литературе [см. 714]. Действительно, с одной стороны, в случае
очень малой длительности действия нагрузки даже при весьма высокой
температуре можно получить внутрикристаллическое разрушение. Так,
например, еще в старом исследовании Джеффриса [см. 829] было показа-
но, что медная проволока при 950', т. е. 0,9 Т„„разрушалась вязко
по зерну под напряжением 1,75 кг/мм' в течение 5 сек. и хрупко по грани-
цам зерен под напряжением 0,5 кг/мм' в течение 60 сек. С другой сто-
роны, при очень большой длительности действия нагрузки следует ожи-
дать, что и при средних температурах (0,15 — 0,4 Т„,) разрушение может
быть межиристаллическим. Можно было бы подтвердить это положение
и экспериментальными фактами, но мы не делаем этого потому, что поч-
ти во всех подобных имеющихся пока примерах нет уверенности в том,
что там не могли сказаться дополнительные факторы, изменяющие со-
стояние и свойства граничного слоя.
Еще одна очень важная особенность, вносимая высокой рабочей
температурой, заключается в том, что при этом может быть реализовано
стремление сплава к достижению термодинамического равновесия, что в
ряде случаев приводит к понижению его сопротивления ползучести и
разрушению. Так, например, в сплавах, упрочненных дисперсионным
твердением путем отпуска при температуре ниже рабочей, в процессе
службы может происходить коагуляция упрочняющей фазы, обратное се
растворение или дальнейшее выделение ее из пересыщенного твердого
раствора. В сплавах, упрочненных наклепом, при рабочей температуре
может происходить процесс возврата или рекристаллизации. В сплавах,
в которых при упрочняющей термической обработке выделились мета-
стабильные карбиды, при рабочей температуре может происходить диф-
фузия элементов из твердого раствора в карбидную фазу до образова-
ния стабильных карбидов, а также сфероидизация карбидов, графити-
зация и т. п. При длительном воздействии температуры и в самом твер-
дом растворе могут протекать процессы, в некотерых случаях еще неиз-
вестные, приводящие к большей его стабильности. Напряжения, созда-
ваемые в сплаве рабочей нагрузкой, могут усиливать протекание таких
и р оцессов.
Указанные важнейшие особенности влияния высокой рабочей тем-
пературы определяют и особенности легирования и термической обра-
ботки жаропрочных и теплоустойчивых сталей и сплавов. Способы леги-
рования и термической обработки таких сталей должны, следовательно,
быть разными в зависимости от условий их работы, т. е. от рабо-
чей температуры, напряжения и длительности работы.

РОЛЬ ЛеГиРУЮЩиХ ЭЛЕМеНТОВ
511
Металлы (основа сплава) и одиофазиые сплавы
Основа clIIJIBBB должна обладать большой прочностью межатомной
овязи. Для жа~ропрочных сплавов. как следует из рассмотренной пред~по-
ложительной роли границ зерен, необходимо, кроме того, изыскивать пу-
ти, ведущие либо к увеличению степени атомного по~рядка в граничном
слое зерна, либо к образованию в нем фаз, обладающих высокой проч-
ностью межатомной связи, либо к тому и другому одновременно. Проч-
ность межатомной связи,в первом грубом приближении может характе-
ризоваться температурой, плавления. Последняя для жаропрочных спла-
вов является и самостоятельной важной характеристикой, определяя
верхнюю температурную границу, до которой сплав вообще может ра-
ботать. Но, кроме того, чем выше температура плавления сплава, тем
меньшей гомологической температуре соответствует данная рабочая
температура. Поэтому для работы ~при высоких температурах приме-
няют сплавы на основе железа, никеля, кобальта, а для работы при очень
высоких температурах разрабатываются сплавы на основе хцома, молиб-
дена и др., еще более тугоплавких' и с большей прочностью межатом-
нои связи.
Прочностью межатомной связи определяется, по-видимому, главным
образом и разная жара~прочность стали с а- и у-решеткой. В соответст-
вии с нашими предположениями (стр. 215), сопротивление малой плас-
тической деформации, а следовательно, и ползучести, определяется глав-
ным образом взаимодействием ионов в металлической связи, которое тем
сильнее, чем больше число неопарвнных электронов на атом, и уменьша-
ется с увеличением межатомного расстояния. Силы этой составляющей
металлической связи у ц-железа значительно больше, чем у у-железа
(см. стр. 34), о чем свидетельствует больший коэффициент теплового
расширения у последнего. Скорость же диффузии и самодиффузии о|пре-
деляется полной прочностью металлической связи, которая у у-железа
больше, о чем до некоторой степени свидетельствует его больший модуль
упругости, чем у а-железа. С меньшей скоростью самодиффузии связа-
на н более высокая температура рекристаллизации у у-железа по срав-
нению с а-железом, что с точки зрения жаропрочности,имеет и самостоя-
тельное положительное значение. Кроме того, у у-железа наклепывае-
мость больше, чем у а. Наконец, и степень атомного порядка в гранич-
ном слое зерна у у-железа, по-видимому, больше, чем у а-железа, о чем,
по нашим предположениям, свидетельствует поведение аустенитных ста-
лей при,деформирова|нии и разрушении в области средних и низких тем-
ператур.
Поэтому при относительно невысоких рабочих темпеоатурах, до
0,3 — 0,4 Т„, пока преобладают сдвиговые механизмы пластической де-
формации, ферритные или перлитные стали обладают более высоким со-
противлением ползучести. При более высоких температурах, когда начи-
нают преобладать диффузионные механизмы пластичности, большее со-
противление ползучести имеют аустенитные стали. В качестве теплоус-
тойчивых могут, следовательно, применяться перлитно-ферритно-мар-
тенситные стали. В качестве же жаропрочных должны применяться ау-
стенитные стали или же сплавы на других основах с т-решеткой, напр~-
мер никеля, кобальта.
В с п л а в а х роль межатомных связей в большинстве случаев быва-
ет замаскирована структурными факторами. В более непосредственном
' Тугоплавкость все же является только необходимым, но не всегда достаточным
фактором.

И2
ЛЕГИРОВАНИЕ,ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
виде она проявляется в твердых растворах, хотя и в них сказываются еще
другие факторы, в частности искажения кристаллической решетки рас-
творителя атомами растворенного элемента. При одном и том же раство-
рителе усиление взаимодействия ионов, вызванное увеличением числа
неспаренных электронов на атом, должно привести к повышению в той
или иной степени сопротивления ползучести в случае преобладания не
только сдвиговых, но и диффузионных механизмов пластичности.
Этим, по-видимому, можно объяснить повышение рядом важнейших
элементов сопротивления ползучести однофазных сплавов на железной
и ~никелевой основе. Так, железо, титан, вольфрам [834], алюминий, хром
[432],повышают жаропрочность никеля; марганец, хром при небольшом
содержа~нии и наиболее, сильно, молибден повышают сопротивление пол-
зучести железа. Влияние молибдена видно из рис. 309 [438], на котором
l7,Х
& t
ю
\
~ %S
70
35
Рис. 309. Влияние молибдена на
сопротивление сплавов Fe-Mo
~разрушению и ползучести при
650':
Q — разрушение; ® — 1% ползучести
за 100 час.; х — 0,5"/о то же; о — 0,1в~о
то же
Ю д Ю ~3
М0.%
при~ведено значение напряжения, вызьгвающего,при 650' разрушение
или ползучесть со скоростью 0,1, 0,5 и 1% за 100 час. Так же:влияет.на
сопротивление ползучести железа вольфрам. Все эти элементы, как вид-
но из рис. 17, на котором ионизационные потенциалы железа и никеля,
когда они являются растворителями, отмечены крестиками, должны
присоедвнять от железа или никеля электрон, увеличивая число неопа-
ренных электронов на атом в их решетке и усиливая взаимодействие
ионов. Увеличение прочности межатомной связи в решетке никеля при
легировании его отдельно хромом, алюминием или титаном было уста-
новлено и экспериментально [835]. То же относится к хрому и марганцу
при легировании им~и железа. К,ремний также, повышает сопротивление
ползучести железа, хотя прочность межатомной связи в решетке послед-
него он понижает (см. стр. 37). Это обстоятельство мы склонны объя-
снить, как и повышение кремнием предела текучести железа при комнат-
ной температуре (см. стр. 228), тем, что он вводит в сплав заметную до-
лю ковалентной связи, основным свойством когорои является высокое
сопротивление пластической деформации, в том числе и при повышенных
температурах.
При нагружении стали в условиях, когда преобладают сдвиговые
механизмы пластической деформации, положительно сказывается на со-
противлении ползучести повышение легирующим элементом температу-
ры рекристаллизации. Приблизительное представление о качественном
влиянии некоторых элементов,в этом направлении могут дать приводи-
мые ниже данные Тамманна, в основном подтвердившиеся и в более
поздних исследова~ниях [127, 438 и др.], для наклепа с обжатием 90%.

513
РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
Содержание Электроли-
элемента, тическое
О~~ (атомы.) Fe
Температу-
ра рекрис-
таллиза-
ции, 'С
4А1 2$i 2V 4Cr 4Со 4Ni 2Мо 1W
600 600 620 700 640 600 750 760
Что касается влияния ко н ц е~нтр а ци и твердого раствора, то в ря-
де исследований И. И. Корнилова и др. было показано, что и в двойных и
s более сложных твердых растворах с увеличением содержания элемента
жаропрочность, определявшаяся центробежным;методом, повышается до
предельной растворимости его в основе сплава при данной температуре
и понижается,при ~переходе,в двухфазную область. Образование химиче-
ского соединения сопровождается сингулярными точками на диаграмме
состав — жаропрочность. В качестве примера на рис. 310 J432] показа~но
изменение жароп~рочности при 800', ха~рактеризуемой стрелой прогиба, у
сплавов никель-хром с изменением содержания хрома в сопоставлении
с частью диаграммы состояний системы Ni — Cr.
В действительности, однако, следует ожидать, что влияние состава
твердого раствора на сопротивление.ползучести не будет или, по край~ней
мере, далеко не всегда будет однозначным и должно само изменяться
в зависимости от условий иопытания или работы сплава — тем~пературы,
длительности, напряжения, а также от распределения данного элемента
в зерне и в его граничном слое. В более новых исследованиях И. И. Кор-
нилов и др. [836] также подтвердили, что оптимальное с точки зрения
жаропрочности содержание легирующего элемента может быть и боль-
ше, и ~ра~вно, и меньше ~предельной растворимости его в основе, в зависи-
мости от температуры испытания. Иллюстрацией, может служить приве-
денный на рис. 311 по их исследованиям пример, показывающий влияние
титана IHB жаропрочность сплавов, никеля с 20'/р Cr при разных темпера-
турах в сопоставлении с линией растворимости.тита~на в этой основе.
Характеристикой жаропрочности здесь служило время до достижения
стрелы прогиба в 3 и 5 мм при испытании центробежным методом.
Увеличение прочности межатомной связи в решетке твердого раст-
вора за счет тех или иных элементов должно приводить также к и о в ы-
шен ию дл ител ьно й п р о чн о с т и с пл а в а за счет большего зна-
чения сопроти~вления отрыву. Заметим только, что существенное повыше-
ние длительной прочности за счет ослабления диффузионных процессов
может быть достигнуто и в том случае, когда усиливается взаимодей-
ствие ионов. Так, молибден сильнее других элементов повышает также
длительную прочность железа. По данным новых исследований [684]
вольфрам, если выразить его содержание в атомных процентах, так же
эффективен, как молибден, тогда как ванадий один, будучи растворен
s железе, практически не влияет на его длительную прочность. Для по-
вышения же длительной прочности за счет увеличения сопротивления
отрыву должны быть усилены главным образом основные составляющие
металлической связи. Это может быть достигнуто (как и у обычных кон-
струкционных сталей) в меньшей степени за счет легирования и в зна-
чительно большей — за счет структурного фактора и типа решетки.
В частности, стали и сплавы с 'Y-решеткой, очевидно, поэтому,при высо-
кой температуре обладают также более высокими значениями длитель-
ной прочности, а не только сопротивления ползучести, чем стали с с-ре-
шеткой.
Наблюдающееся обычно усиление энергии межатомного взаимо-

514
l
деиствия легирующего элемента с основой при наличии в сплаве других
элементов (см. стр. 38) приводит к тому, что многокомпонентные твер-
дые растворы и при высоких температурах чаще всего упрочняются силь-
нее, чем двойные. Это выявляется наиболее резко при кратковременном
нагружении (см. табл. 871123]). Но и на длительной прочности и сопро-
тивлении ползучести взаимодействие элементов сказывается заметно.
Так, было показано [684], что перлитная сталь, содержащая одновремен-
но 1,5% Мо и 1% V, имеет при 650 более высокую, длительную ~прочность,
чем сталь, в которой содержится 5,2% Мо или 3,3% V в отдельности.
Взаимодействие вольфрама с молибденом,в перлитной стали, почги не
повышая длительной прочности про-
~КОО тив суммарной, увеличивает сопро-
тивление ползучести.
~Ю0
л
~' ~МО
~ Ю00
1
L'4
%~ ~Од
1
ЮР
л 700
500
0
ф
Q,%
Рис. 311. Влияние титана на жаро-
прочность сплавов никеля с 20'/о
Cr при разных температурах:
1 — линия растворимости ти1'ана после
24-часового отжига; 2 — линия предельной
растворимости после длительной выдерж-
ки; 3 — границы области наибольшей жа-
ропрочности; 4 — сплавы максимальной
жар опрочности
Ж Ю Ю УО И $0
ci, % (Iec)
Рис. 310. Влияние хрома на жаро-
прочность сплавов Ni-Cr при 800':
1 — 15 час.; 2 — 10 час.; 8 — 5 час.; 4 — 1 час
Т абл ица-87
~ Даиные получены экстраполяцией.
7g
1
S0
~з
Ю
%
го
леГиРОВАние 7КАРОупОРКОЙ и теплОустОЙчиВОЙ стАли
Прочность твердых растворов на основе никеля при разных температурах

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
515
Для повышения сопротивления лолзучести и длительной прочности,
-когда последняя исчерпывается вследствие межкристаллического ~разру-
шения, чрезвычайно важно увеличить прочность межатомной связи глав-
ным образом IB,граничном слое зерна. В связи с этим распределение ле-
гирующих элементов, а также примесей между зерном и его граничным
слоем применительно к жаропрочным сплавам приобретает еще большее
значение, чем для сталей других назначений. Роль этого фактора усили-
вается с ловышением рабочей температуры и уменьшением скорости пол-
зучести, т. е. с,понижением рабочего напряжения и увеличением длитель-
ности работы сплава ~под нагрузкой. Мы уже |неоднократно отмечали, что
подавляющее большинство легирующих элементов, как это в настоящее
время вынуждают признать многие факты, в граничном слое зерна со-
держится в значительно большем количестве, чем в среднем в объеме
зерна, причем разница увеличивается с уменьшением общего содержания
элемента в сплаве. Поэтому,при введении ~в сплав в сравнительно не-
больших количествах одновременно нескольких или многих элементов,
особенно усиливающих влияние друг друга на прочность межатомной
связи, можно получить прежде всего высоколегированный многими эле-
ментами и высокожаропрочный гра- Q p
ничный слой зерна. Практика подтвер- ф
8
I
1
ждает это положение: современные
Е ! фО
наиболее жаропрочные сплавы, прове-
ренные длительными испытаниями и
в эксплуатации, имеют основную мас- ~ 4
о
су, состоящую из многокомпонентного
твердого раствора.
%э
&
Гетерогенные сплавы ~'-~0~И,~,' 0 25 50 75 l00
®-раза,% ~00 75' 50 2р
В гетерогенных сплавах структур-
ный фактор может оказаться домини-
рующим. Однако и здесь прочность
межатомной связи играет очень важ- „~~~ or~is
+g
ную роль, не только косвенную, но и б
прямую. Если вторая фаза имеет ме-
нее прочные межатомные связи, чем
основной твердый раствор, то с увели-
чением ее количества в сплаве жаро- ~д
прочность сплава будет понижаться. b' 8 t0 sZ yq
4Ч,',
Примером может служить рис. 312
p]0], из которого видно, что с увеличе- Рис 312 H3MeHeme ~опротивле-
ния ползучесты у сплава железа
вием содеРжания никеля 'в GIIJIBBe же е 2gP( С л р
леза с 25% Сг, которое сопровождает-
ся возрастанием количества z-фазы
и, соответственно, уменьшением количества а-фазы, предел ползучести
при 600 и 700' возрастает практически прямолинейно. Поэтому при ра-
створении в аустенитной основе ферритизирующих элементов, таких как
титан, молибден, вольфрам и др., их положительное влияние на солро-
тивление ползучести при некотором их содержании может прекратиться,
а в дальнеишем смениться отрицательным влиянием вследствие появле-
ния а-фазы. Это ограничивает использование ферритизирующих элемен-
тов в аустенитной стали их оптимальны~м содержанием, которое может
быть повышено,при увеличении содержания в сплаве никеля, марганца
и других элементов, способствующих образованию аустенита и лоэтому
компенсирующих влияние дополнительного элемента на образование
а-фазы.

ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
516
' М. В. П р ид а и це в и Г. B. Э ст ул и н. Сталь, № 7, 1957, стр. 636; см. так-
же [916].
Отрицательно влияют на жаропрочность сплава и наличие в нем
других фаз, имеющих низкую прочность межатомной связи, низкие зна-
чения температуры плавления и сопротивления отрыву. Особенно вредно
сказываются та~кие фазы, если они располагаются преимущественно по
границам зерен или в стыках дендритов [см. 837]. Предотвращение или
по крайней мере уменьшение вероятности подобных «пограничных» вред-
ных фаз может быть доститнуто путем применения очень чистых шихто-
вых материалов, для сплавов на железной и никелевой основе — по со-
держанию в них прежде всего свинца, сурьмы, олова, серы '. Значитель-
ный эффект дает вьиплавка или разливка в вакууме, а особенно и то и
другое. На рис. 313 [см. 838] показан, пример существенного повышения
100-часового предела длительной прочности высоколегированного спла-
Ва на никелевой основе за счет выплавки в вакууме.
Если же вторая фаза имеет более арочные межатомные связи и бо-
лее высокую температуру плавления, чем основной твердый раствор, она
может, наоборот, повысить жаропрочность сплава. По А. А. Бочвару
[444], гетерогенизация структуры за счет подобных фаз может служить
эффективным способо~м повышения жаропрочности clIIJIBBOB, применяю-
щихся в литом состоянии. В деформируемых сплавах ее нельзя исполь-
зовать, так как фазы раздробляются и проходят процессы их коагуляции
и сфероидизации. При этом, однако,,весьма важно, чтобы соответствен-
ные фазы не обладали способностью растворяться в основной массе.
В противном случае жаропрочность может не только не повыситься, IO
даже понизиться вследствие того, что доминирующую роль начнет играть
«растворный»,механизм пластич~ности. Преобладание отрицательного
эффекта, обусловленного «растворным» механизмом процесса, над по-
ложительным эффектом,гетерогенизации наблюдалось, например, в спла-
вах ~на медной основе,[577].
Фазы, повышающие жаропрочность, в граничных слоях зерен могут
быть образованы содержащимися в сплаве примесями или специально
вводимыми в незначительных количествах добавками некоторых элемен-
тов. Так, например, добавка к алюминию железа уже в количестве 0,05О/о
повышала его жаропрочность (определявшуюся методом длительной
твердости) в два раза, а при содержании железа до десятых долей про-
цента жаропрочность алюминия повышалась в 3 — 4 раза, по-видимому,
за счет выделения фазы FeA13 на границах зерен и между ветвями ден-
дритов [837]. В некоторых сталях, по-видимому, аналогичную роль играет
добавка незначительных количеств бора, IHo все же во много раз пре-
восходящих количество его, вводимое в конструкционные стали для
повышения их прокаливаемости. К,ак видно из рис. 314 [839], относяще-
гося к аустенитной стали с 15'/o Cr и 25О/o Ni, суммарная деформация
сильно уменьшается при введении в ~нее до 0,1 — 0,15'/р В и лишь затем
сно]ва увеличивается.
Именно это обстоятельство ~позволяет считать, что положительное
влияние бора на жароп~рочность стали является результатом образова-
ния им в граничном слое зерна новой фазы, а не результатом его вхож-
дения в твердый раствор. По нашим предположениям (см. стр. 93 и 167),
бор, находясь в твердом растворе, как и углерод, уменьшает прочность
межатомной связи и, следовательно, не должен повышать жаропрочность.
В. И. Просви~рин и др. [839] вакуумтермическим методом исследования
микроструктуры установили, что в упомянутой аустенитной стали при

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
517
содержании в ней до 0,12о/о В выявляется по гра~ницам зерен фаза, кото-
рая, по их предположению, является твердым раствором бора в аусте-
ните. Мы же склонны считать эту фазу боридом хрома. В пользу такого
предположения свидетельствует высокая жаропрочность последнего.
Действительно, из приводимого ниже рис. 354 видно, что жаропрочность
борида хрома при 980' лишь немного меньше жаропрочности сплава на
основе хрома при 850'. Поэтому вполне вероятно, что борид хрома, на-
ходясь в граничном слое зерна, и вызывает повышение жаропрочности
легированной бором стали.
Наиболее важными фазами, способными повысить жаропрочность
и теплоустойчивость сплавов иа железной, никелевой и кобальтовой ос-
новах, являются металлические соединения и карбиды. В связи с этим
следует сказать несколько подробней о роли угл ерод а. Находясь в
1 ~ Я;
Ъ ~
4С
g ~-аг
ъ~
~+~~ г8
~о ~
~,& t;
~:з ~,
6' 705 760 8Þ 87
Температура, '~
~+ ОЗО
~ 025
Ю
&l ;~
~~од
%
'~ îto
825
02 о4 ов g8
в, ~'.
Рис. 313. Влияние способа вы-
плавки на жаропрочность спла-
ва на никелевой ооиове {11 в
табл. 96):
1 — выплавка в вакууме; 2 — выплавка
в открытой печи
Рис. 314. Влияние бора на
деформацию обравцов из
стали Х15Н25 в течение
1600 час. При 700' и на-
пряжен~ни о = 6 кг/мм2
твердом растворе (в аустените} и уменьшая ~прочность межагомной свя-
зи, углерод понижает жаропрочность в том случае, если преобладают
диффузионные механизмы пластичности, но может повышать ее при пре-
обладании сдвиговых механизмов. Таким образом, при коротком сроке
службы,,высоком напряжении и умеренных температурах и растворенный
углерод (в аустените) будет повышать жаропрочность. При высоких же
и весьма высоких температурах даже кратковременная прочность будет
растворенным углеродом понижаться. что ~наблюдаетоя и эксперимен-
1ально fcM. 440].
Если углерод связан в карбидах, он может повышать жаропрочность
и тогда, когда преобладают диффузионные механизмы пластичности.
Но направление и степень влияния углерода, связанного в карбидах,
зависят ~не только от длительности работы и рабочей температуры, но
также от состава карбидов, определяющего их стойкость, от формы, сте-
пени дисперсности и ~расположения,карбидов. Так, например, увеличение
содержания углерода с 0,13'/о до 0,45% повышало сопротивление ползу-
чести аустенитной стали Х14Н14В2М при 500 и 600', но лишь Hà -10%
f852]. Только с учетом комплекса всех факторов, поскольку это доступ-
но в настоящее время, можно более или менее удовлегворительно объ-
яснить встречающиеся противоречивые данные о влиянии углерода на
жаропрочность и ~еплоустойчивость стали.

518
ЛЕГИРОВАНИЕ )КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
На рис. 315 f822] л~риведено совместное влияние углерода и азота'
(азот влияет в том же,на~правлении, что углерод, но слабее) на время
до разрушения и скорость,ползучести стали типа Х18Н9 при разных
температурах и напряжениях. До испытания стали были закалены с
1120' в воде. Уменьшение времени до разрушения и повышение скорости
ползучести до некоторого содержания углерода при температурах испы-
тания 650 и 700', когда преобладают диффузионные механизмы пластич-
ности, можно объяснить тем, что в таком количестве углерод в данной
основе сохраняется в твердом растворе (см. рис. 366), уменьшая проч-
АЮИ
lg
о~
/
Ъ
ь /~~
Ф
~. ф'
1
-ь /ф
~~0
Ъ
Ъ
Ъ~
Ю
~b
f
0~ 4
' р ~пчела~ pres yu ugu ол ои о ~Очи юд qm' ugu ~я ~О
Цзлеро1+ азв~п, ~ 9глеро3+ азот/
2 d
Рис. 315. Совместное влияние углерода и азота на время до разрушения
(а) и скорость ползучести (б} аустевитной стали типа Х18Н9 при разных
температурах и напряжениях:
1 — 17,5 кг/мм' [ 3 — 21 кг/мм~ 5 — 35 кг/мм~
7 — ]p,5 кг/мм~ f aPH 7RP 4 — 14 кг/мм' / "Р" 698 б — 28 кг/мм~ "Р" 548
ность межатомной связи. При более высоком содержании углерод выде-
ляется из твердого раствора в виде дисперсных карбидов, повышая жа-
ропрочность. Поэтому степень лонижения жаропрочности pacTBopeHHbIM
углеродом усиливается с повышением температуры и с уменьшением
напряжения, когда большее развитие получают диффузионные процес-
сы. При,меньшем напряжении эффективность действия карбидов также
ослабевает, и для повышения жаропрочности требуется больше углерода.
Большое отрицательное влияние раствореннога углерода указывает,
ао-видимому, на то, что граничные слои зерен, играющие в этом случае
решающую роль, сильно обогащены углеродом. При 540' преобладают
сдвиговые механизмы пластичности, вследствие чего углерод все время
повышает жаропрочность; од~нако время до разрушения пди меньшем
напряжении растворенный углерод и при этой температуре не увеличи-
вает и даже несколько понижает. Следует заметить, что авторы работы
I
' Содержание азота возрастало от 0,005% в стали с 0,001% С до 0,05% в сталях с
0,12 — Q,18% С.

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
519
Рис. 316. Деформация образ.
цов из углеродистых сталей с
1,25% (1) и 1,66% С (2), иа-
гревавшихся в вакууме при
650' под напряжением o' =
= 8,9 кг/ммй
[822], ~из которой заимствован ~рис. 315, пытаются объяснить минимумы
на рис. 315, а и максимумы на рис. 315, б упрочняющим действ~1ем осо-
бой формы феррнта, количество которого в закаленной стали по их ис-
следова~ниям уменьшается от-35% при 0,0010/О С до ОЧо input 0,1% С,
но такое объяснение .весьма сомнительно.
Влияние состава карбидов сказывается, по-видимому, главным
образом в том, что при Баличии в стали сложных, более стойких карби-
дов,в значительно меньшей степени проявляется отрицательное дейст-
вие «растворного» механизма пластичности при рабочих температурах,
и их положительное влияние на жаропрочность оказывается более эф-
фективным. Так, например, из рис. 316
[712] видно, что для углеродистой стали,
нагревавшейся под нагрузкой в вакууме Рпр шеи е
при 650', с увеличением содержания уг-
лерода от 1,25 до 1,65%, а следователь-
но, и количества карбидов, время до раз- Разрушеиць
рушения образца уменьшается, тогда как + рр
карбиды хрома в стали типа Х18Н9 зна-
чительно увеличивают время до разру-
шения. Правда, в стали типа Х18Н9 кар-
биды были дисперсные и, очевидно, рас- ф
Ъ ур
положены по границам зерен. Но в угле-
1
родистых сталях рис. 316 этого различия
не было. Нельзя также объяснить мень- у
шую жаропрочность стали с 1,65% С
хрупким разрушением вследствие пони-
женного сопротивления отрыву против
стали с 1,25%, так как она разрушилась
при значительно большем удлинении, чем
последняя.
В перлитных и мартенситиых тепло-
устойчивых сталях, не содержащих эле-
ментов, образующих очень стойкие кар-
бидные фазы, стойкость карбидов, по-ви-
димому, еще недостаточна для того, чтобы существенно ослабить дейст-
вие «растворного» механизма пластичности. Поэтому повышенное со-
держание углерода в таких сталях может быть использовано для увели-
чения сопротивления ползучести только при температурах до -400'. При
более высоких температурах с увеличением содержания углерода тепло-
устойчивость повышается только при коротком сроке службы, а при
длительном действии нагрузки понижается. Дополнительной причиной
понижения углеродом теплоустойчивости стали может служить небла-
гоприятное расположение карбидов по границам зерен, что приводит к
преждевременному хрупкому межкристаллическому разрушению. По-
следнее наблюдалось экспериментально при испытании на ползучесть
сталей с 4,5% Сг, 0,40% и 0,68% С, подвергнутых предварительно закал.
ке и отпуску при 650 — 700' 18451.
Упрочнение теплоустойчивых и жаропрочных сталей
Из сказанного выше следует, что основной путь получения жаро-
прочных и теплоустойчивых сталей и сплавов (на основе других метал-
лов) заключается в упрочнении твердого раствора за счет легирования,
причем, в зависимости от условий, в которых сплав должен рабо-
тать, — либо преимущественно граничных слоев, либо самих зерен, и соз-
дании гетерогенности за счет фаз, удовлетворяющих определенным усло-

520
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
виям. Дальнейшее упрочнение сплава может быть принципиально до-
стигнуто за счет обычных способов обработки: закалки с последующим
отпуском (для сталей перлитного и мартенситного класса), дисперсион-
ного твердения, наклепа. Однако своеобразие использования, а при не-
которых условиях работы сплава — и сама целесообразность использо-
вания данной упрочняющей обработки связаны с тем, что при высоких
температурах, как уже указывалось, может быть реализовано стремле-
ние сплава к термодинамическому равновесию. Сплавы с коротким сро-
ком службы, работающие под большой нагрузкой и при умеренных тем-
пературах, целесообразно упрочнять путем создания в них более мета-
стабильной структуры. В сплавах же, предназначенных для длительной
работы под малой нагрузкой или при высоких температурах, необходи-
мо при упрочнении стремиться к обеспечению максимально возможной
стабильности структуры, в том числе самого твердого раствора. Так,
теплоустойчивые перлитные стали, нормализованные и подвергнутые за-
калке и отпуску, по значениям кратковременной прочности равноценны.
При 425' они практически равноценны и по сопротивлению ползучести.
Однако при более высокой температуре закаленные и отпущенные стали
по сопротивлению ползучести значительно уступают нормализованным
[см. 8401.
При упрочнении за счет дисперсионного твердения, применяемом
для большинства современных жаропрочных хромоникелевых аустенит-
ных сталей и сплавов на никелевой основе,,в качестве упрочняющих
фаз используются карбиды и металлические соединения. При этом весь-
ма важно, особенно для сплавов, предназначенных для деталей с дли-
тельным сроком службы, чтобы упрочняющие фазы обладали большой
стойкостью против коагуляции, определяющей разупрочнение сплава
при рабочей температуре. KBK было указано при рассмотрении общего
влияния легирующих элементов, а также способов создания красностой-
кости быстрорежущей стали, стойкость карбида или металлического
соединения против коагуляции тем больше, чем больше прочность меж-
атомной связи в решетке основного твердого раствора и самой упроч-
няющей фазы. Однако некоторые карбиды имеют настолько прочные
межатомные связи, что не переводятся в раствор при закалке даже с
очень высоких температур. Естественно, что их большая стойкость про-
тив коагуляции не может быть использована. В этом случае оказывается
выгодным (см. стр. 198) ввести в состав сплава и, соответственно, кар-
бида дополнительный элемент, уменьшающий прочность межатомной
связи, что дает возможность перевести карбид в раствор при еще при-
емлемых температурах закалки, хотя стойкость карбида против коа|гу-
ЛЯЦИИ ОТ ЭТОГО ПОНИЗИТСЯ.
Интерметаллические фазы, способные вызвать эффект дисперсион-
ного твердения в железоникелевых сплавах, в никеле и сплавах на нике-
левой основе, как было установлено давно, образуются при введении в
эти сплавы ряда элементов, например алюминия, титана, ниобия, цир-
кония, бериллия, олова и др. Некоторые из них, например титан, исполь-
зуются для упрочнения диоперсионным твердением сплавов типа инвар
и элинвар. В жаропрочных сплавах также используются фазы МзТ1',
Fe&gt; b gt;
Весьма эффективна и поэтому в настоящее вовремя наиболее широко
используется фаза, образующаяся,при одновременном введении титана
и алюминия в сплавы, легирова~нные (главным образом с целью повыше-
ния жаростойкости) также хромом. Эта упрочняющая фаза а', выделен-
ная при разложении твердого раствора никельхромотитаноалюминиево-

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
521
' См. М. В. Приданцев и Г. В. Эстулин. Сталь, № 7, 1957, стр. 636.
го сплава и содержащая, кроме никеля, 14О/ц Ti, 2'/о AI и 2'/о Сг, как
установлено экспериментально Г. В. Курдюмовым и др. [835], имеет
очень прочные межатомные связи. Ими же найдена большая прочность
межатомной связи в решетке основного твердого раствора никеля с
20, 15 Сг, 2,48О/О Ti, 0,6О/О А1 и 1,9О/О Fe, обусловленная растворением в
нем титана, алюминия и хрома, совместное влияние которых приводит
к большему повышению прочности межатомной связи, чем в соответ-
ственных двойных твердых растворах. Вследствие этого а'-фаза обладает
большой стойкостью против коагуляции, что сообщает сплаву высокую
устойчивость против разупрочнения. Но некоторые элементы могут по-
низить стойкость этой фазы и, соответственно, жаропрочность спла-
ва за счет того, что либо извлекают из нее часть титана (углерод, обра-
зующий TiC), либо сами входят в ее состав (марганец} '.
В аустенитных сталях, а также в жаропрочных сплавах на никелевой
и кобальтовой основе, ~некоторое количество карбидов присутствует
всегда, даже при малом содержании в них углерода. Поэтому в таких
сплавах, по-видимому, всегда следует считаться хотя бы с частичным
упрочнением за счет карбидной фазы, протекающим либо одновременно
с .процессом дисперсионного твердения за счет интерметаллических фаз,
либо самостоятельно. Если же карбиды должны служить основной упро-
чняющей фазой, то в сплав вводится повышенное количество углеро-
да (до -0,4'/o). Состав карбидов зависит (cM. стр. 60) от атомного от-
ношения карбидообразующего элемента и углерода. Так как во всех
жаропрочных сплавах содержится большое количество хрома, то основ-
ным в них является карбид Сг~~С6, в котором растворены путем заме-
щения и атомы других элементов. Другие легирующие элементы, вводи-
мые в эти сплавы с целью упрочнения твердого раствора или образова-
ния упрочняющей интерметаллической фазы. обычно являются в то же
время и карбидообразующими, как |например вольфрам, ниобий, молиб-
ден, титан и др. В этом случае в сплаве обнаруживаются также карби-
ды, основу которых составляют эти элементы. Наконец, важную роль
играет и содержащийся в сплавах азот, замещающий часть атомов уг-
лерода в решетке карбидов, представляющих собою, следовательно,
карбонитридные фазы (см. 785, 841 и др.1.
Все эти фазы обладают высокой прочностью межатомной связи,
тогда как образующие их элементы значительно увеличивают прочность
межатом~ной связи в твердом растворе. Поэтому они переводятся в рас-
твор при очень высоких температурах и выпадают из раствора также
при высоких температурах, выше 500 — 600', а в ряде сплавов в интерва-
ле 600 — 850', и медленно коагулируют. Детали из таких сплавов, пред-
назначенные для длительной службы, целесообразно после закалки
подвергать отпуску при температуре, превышающей рабочую на 100—
120 — 150'. Детали же с коротким сроком службы, особенно работающие
при высоких температурах, лучше подвергать только закалке с темпе-
ратуры, приводящей к растворению карбидных фаз. В этом случае кар-
биды будут выделяться из твердого раствора непосредственно при ра-
бочей температуре под напряжением, действие которого интенсифици-
рует этот процесс, а коагуляция карбидов не успеет пройти. Поэтому
сопротивление сплава ~ползучести будет выше.
Следует, однако, иметь в виду, что более интенсивное выделение
карбидов при работе сплава под напряжением ~приводит и к более силь-
ному охрупчива~нию ~границ зерен, по которым преимущественно распо-

522
ЛЕГИРОВАНИЕ ~КАРОУПОРНОЯ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
лагаюгся карбиды. Так, из табл. 88 [449] для стали с 0,51% С, 13,8% Сг,
14,47'/o Ni, 0,76% Мо и 2,43% W видно, что после 100-часового нагрева
при 800' под нагрузкой характеристики пластичности и сопротивление
разрушению ~при комнатнои температуре понизились, à сопротивление
пластической деформации повысилось в значительно ббльшей степени,
чем после такого же нагрева, но без ~нагрузки.
Табл и ца 88
Механические свойства стали 3И69 при 20' в разных состояниях
0,2
Xa/ÌМ
Характер
разрущения
8к g o~
/С8/ММ~ КГ/ММ
Состояние стали
ф 0/
Закалка с 1180' {исходное
состояние)
37,2
79,2 170,1 46,2
Пластичное по зер-
нам
60,7
После закалки нагрев1 100
час. пои 800© и a =
=6 кг/мм~...
После закалки нагрев~
1СО час. при 800', но без
напряжения
45,0
125,0 20,0
123,0 18,2
91,0
92,0
Хрупкое по гра-
ницам зерен
29,0
24,0
84,2
84,5
40,0
42,6
137,0 23,5
131,0 21,5
47,0
43,0
То же
1 Обработке подвергалось 2 образца.
Некоторые аустенитные жаропрочные стали, чаще всего предназна-
ченные для изготовления турбинных дисков, дополнительно упрочняют-
ся наклепом, обычно сообщаемым поковке полугорячим способом, т. е.
при 1повышеннои температуре, но лежащей ниже температуры рекри-
сталлизации. Основное условие сохранения упрочняющего действия на-
клепа в процессе службы заключается в том, что рабочая температура
должна быть ниже температуры рекристаллизации у данной стали. Дли-
тельность воздействия температуры также оказывает влияние на раз-
упрочнение наклепанного металла. Так, например, у наклепанной меди,
нагревавшейся лри 280' в течение 500 час., упрочнение еще полностью
сохранялось, а после 1000 час. снималось; при 320' наклеп полностью
снимался уже после 100 час. [842]. Чем больше, следовательно, срок
службы детали, тем больше должна быть разница между температурой
рекристаллизации и рабочей температурой.
У у-железа температура рекристаллизации значительно выше, чем у
а-железа. Легирующие элементы дополнительно повышают температуру
рекристаллизации [см. также 4451, так что у аустенитной стали, даже
при средних степенях обжатия, она составляет 800 — 820' [см. 7831, а у
некоторых высоколегированных сталей — около 900' [cM. 41). Скорость
рекристаллизации у аустенитных сталей также мала. Таким образом, у
аустенитных сталей имеются благоприятные условия z точки зрения
термического разупрочнения для использования наклепа как способа
повышения жаропрочности, особенно при относительно небольших сте-
пенях обжатия, порядка 10%. Имеются сообщения [7521, что у стали с
16% Сг, 13% Ni, 2% Мо, 1% Nb и 0,15% N, из которой был изготовлен
диск паровой турбины, упрочняющее действие полугорячего наклепа с
обжатием 10% еще полностью сохранилось после испытания при 600'
под налряжением в течение 30000 час. Экстраполяция на 100000 час.

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
523
Б. РОЛЬ ЛЕГИРОВАНИЯ И ДРУГИХ ФАКТОРОВ В ПОВЫШЕНИИ
ЖАРОСТОЙКОСТИ {ОКАЛ ИНОСТОЙКОСТИ) СТАЛИ
Общие положения
Под жаростойкостью понимают стойкость металла или сплава про-
тив воздействия различных газовых сред (газовой коррозии) при высо-
ких температурах. Частным, но наиболее часто встречающимся в прак-
тике и потому наиболее важным случаем является процесс окисления
при высоких температурах. На стойкость стали против газовой корро-
зии влияет ряд факторов, важнейшими из которых являются: состав сре-
ды, температура и периодичность ее измвнения,,продолжительносп. вы-
дает для этой стали в закаленном состоянии без наклепа значение пре-
дела длительной прочности 9 кг/мм', а для наклепанной — 15 кг/мм2.
Для аустенитных болтов значительный эффект ~при рабочих температу-
рах до 650' дает накатка резьбы [732].
Однако возможности использования упрочняющего действия накле-
па ограничиваются не только термическим разупрочнением материала,
но и тем, что наклеп, усиливая при высоких рабочих температурах диф-
фузионную подвижность атомов, по-видимому, ускоряет ~протекание про-
цесса разрушения во времени и процессов, ведущих к охрчпчиванию гра-
ниц зерен в сталях, в которых эти,процессы могут иметь место. Так, в
исследованиях С. Т. ]гришкина и др. [см. 622, 760] у сплава на никелевой
основе с 20О/д Сг, 2,5О/ц Тl и 0,75О/д А] под влиянием предварительного
наклепа растяжением на 10'/р даже 100-часовой предел длительной проч-
ности при 700' понижался с 42 до 22 кг/мм', несмотря на то, что темпе-
ратура рекристаллизации этого сплава ~выше 800'. Если предположение
о таком влиянии наклепа верно, то должна существовать и некоторая
оптимальная для данного материала, данной рабочей температуры и
длительности работы степень наклепа, до которой длительная прочность
будет повышаться против ненаклепанного состояния, а затем начнет
понижаться. В литературе встречаются данные, например для наклепан-
ной меди [8421, действительно позволяющие заключить о такой тенден-
ции. Положительное влияние наклепа может смениться отрицательным
и при слишком высоком рабочем напряжении.
В заключение следует сказать о влиянии в ел и ч и н ы з е р н а на
жаропрочность. Из того, что было сказано о роли граничного слоя зерен
в процессах, определяющих характеристики жаропрочности, следует,
что крупное зерно в условиях преобладания диффузионных механизмов
пластичности должно влиять положительно на жаропрочность металлов
и сплавов. Это подтверждается многочисленными наблюдениями и опы-
тами. Так, например, уже очень давно было замечено [829], что мелкозер-
нистая вольфрамовая проволока в электрических лампочках накалива-
ния при рабочей температуре течет и разрушается под действием собст-
венного веса значительно быстрее, чем крупнозернистая. Наблюдалось
также значительное повышение предела ползучести ачстенитнои стали
с укрупнением ее зерна [436].
При решении вопроса об оптимальной величи~не зерна необходимо
считаться и с влиянием этого фактора в других направлениях, а также
с косвенным его влиянием через другие процессы, которое может быть
и положительным и отрицательным. Так, например, укрупнение зерна
ведет одновременно. к резкому по~нижению пластичности в горячем со-
стоянии, хотя при комнатной температуре пластичность повышается.

524
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СЪАЛИ
держки, скорость газового потока, состояние поверхности металла или
сплава и его состав.
В разных средах и при разных температурах относительное положе-
ние металлов по их стойкости может меняться. Некоторые металлы и
сплавы в определенных средах быстро корродируют и разрушаются
вследствие образования тех или иных соединений, которые в свою оче-
редь могут оказывать либо непосредственное вредное влияние, либо
уменьшать стойкость сплава за счет изменения его состава. Так, напри-
мер, в легированных хромом сплавах при нагревании их в науглерожн-
вающей среде образуются карбиды, а в среде азс~га — нитриды, связывая
при этом часть хрома и обедняя им основную массу сплава. Сернистый
газ при определенных температурах наиболее сильно воздействует на
никель, меньше на кобальт, железо и вольфрам и очень слабо на хром
и;медь. Низкую стойкость никеля объясняют тем, что соединение Ni3S2
образует с никелем эвтектику, имеющую температуру плавления 645'.
Сильнее сернистого газа действует сероводород. Как показано в ря-
де исследований, сплавы железа с хромом и никелем в сернистом газе
становятся нестойкими при температурах выше 400', а в сероводоро-
де — уже при температурах выше 300'. Объясняют это тем, что в пер-
вом случае наличие кислорода приводит к образованию окисной плен-
ки, защищающей поверхность металла от взаимодействия с серой. Та-
кое предположение подтверждается и производственными исследовани-
ями [775], в которых было установлено, что нагрев хромоникелевых ау-
стенитных сталей в окислительной среде лучше предохраняет их от воз-
действия содержащихся в среде сернистых газов.
Поэтому не рекомендуется применять легированные никелем спла-
вы при высоких температурах в средах, содержащих сернистые соеди-
нения. Однако при содержании в среде до 0,10/О S хромоникелевые
сплавы обладают еще достаточно высокой стойкостью [776]. Введение
в хромоникелевую сталь кремния повышает ее стойкость в сернистой
среде [776]. Сплавы на никелевой основе типа нихромов, вопреки ожи-
данию, оказываются достаточно стойкими против сернистых соединений
не только в окислительной, но и в восстановительной среде [775 и др.].
Проведенные в последние годы исследования коррозии сталей
и сплавов в синтетических продуктах сгорания топлива разных видов
и сортов применительно к газовым турбинам показали [776], что силь-
ное отрицательное влияние оказывает содержащийся в топливе вана-
дий. Переходя в виде пятиокиси ванадия в золу, уносимую потоком га-
зов, он способствует коррозионному разрушению жаропрочных спла-
вов, особенно легированных молибденом, из которых изготовлены дета-
ли газовой турбины, в том числе лопатки. Увеличение количества суль-
фата натрия в золе, содержащей VgOg, при температурах выше 850'
уменьшает ее вредное влияние. Механизм влияния пятиокиси ванадия
еще не установлен. В частности, высказывается предположение, что
соединения ванадия, имеющие низкую температуру плавления, в жид-
кой фазе способствуют разрушению образующейся на стали или спла-
ве защитной пленки. Такой может быть и причина вредного влияния ва-
надия, содержащегося в самом сплаве, на его жаростойкость. Во вся-
ком случае одним из способов ослабления коррозионного воздействия
среды, содержащей соединения ванадия, является введение в топливо
веществ, повышающих температуру плавления золы, в частности соеди-
нений кальция и никеля.
Если сернистые и другие вредные соединения в продуктах сгора-
ния топлива отсутствуют, то скорость окисления увеличивается с увели-

РОль легиРующих элементОВ
525
чением содержания в них свободного кислорода. В сухом кислороде
окисление стали гоотекает в несколько раз быстрее, чем в сухом возду-
хе, а в среде углекислого газа — обычно быстрее, чем в воздухе и кис-
лороде. С еще большей скоростью идет окисление в водяном паре.
Увеличение скорости газового потока усиливает окисление только
до определенного значения ее. В дальнейшем скорость потока переста-
ет влиять, вероятно, потому, что увеличение количества газа, соприка-
сающегося с нагреваемым металлом. компенсируется,при этом умень-
шением продолжительности этого соприкосновения.
Скорость окисления металлов и сплавов и влияние на нее
температуры определяются тем, что этот процесс является диффузион-
ным, причем показана возможность протекания двусторонней диффу-
зии: атомов или, как некоторые предполагают, ионов металла через
слой окалины к наружной поверхности изделия и встречной диффузии
атомов или ионов кислорода к поверхности раздела металл — окисел.
При окислении железа и его сплавов преобладает диффузия атомов ме-
талла через окалину. При окислении никеля и хрома преобладающую
роль играет диффузия кислорода [452].
Многочисленные исследования, в особенности В. И. Архарова и его
сотрудников [452, 450], показывают, что диффузионная проницаемость
и, соответственно, защитные свойства окалины определяются кристал-
лографическим типом ее решетки, а при одинаковом типе решетки—
кристаллографическими характеристиками последней: ее периодом,
дырчатостью и т. ч. Кроме того, большую роль, как и в металлических
сплавах, должны играть силы межатомной связи в решетке оксидной
фазы: увеличение сил связи приводит к замедлению процессов диффу-
зии. Все эти факторы могут изменяться как под влиянием условий оки-
сления, так и за счет легирования.
Состав и тип решетки окалины определяются, в основном, диаграм-
мой состояний металл — кислород и зависят также от состава среды,
так как в разных средах химические условия образования окисла могут
быть различны. Так, окалина, образующаяся на железе при нагрева-
нии его в воздухе, кислороде и в смесях кислорода или воздуха с водя-
ным паром, состоит из трех слоев: внутреннего — вюстита FeO, средне-
го — магнетита Feq04 и наружного — гематита Ре20, [450]. При нагреве
же в водяном паре или в углекислом газе окалина на железе состоит
только из двух слоев: вюстита и магнетита. Гематит в этом случае не
образуется, так как упругость диссоциации этого окисла больше пар-
циального давления кислорода, образующегося в результате диссоциа-
ции паров воды нли углекислого газа [733, стр. 52]. Окалина на никеле;
по данным большинства исследований, состоит из одного окисла N10.
Во всяком случае это не вызывает сомнений при температурах
выше 1100'.
Скорость окисления в начальной стадии, когда толщина окалины
еще очень мала, определяется скоростью протекания самой химической
реакции. Через некоторое время, когда процесс установился, скорость
его определяется диффузией металла или кислорода через слой ока-
лины. На этой стадии, наиболее важной для практики, рост всей окали-
ны и отдельных ее слоев протекает (иногда с небольшими отклонения-
ми) по параболической кривой, т. е. с течением времени сильно замед-
ляется. В качестве примера на рис. 317 (В. И. Тихомиров и др. [733])
приведена прямолинейная зависимость квадрата толщины от времени
для каждого слоя окалины на железе, нагревавшемся в воздухе при
600'. Отсюда следует также, что соотношение толщин отдельных сло-

526
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
ев окалины в течение всего времени окисления при данной температу-
ре остается постоянным.
Влияние т е м п е р а т у р ы заключается не только в общем увели-
чении скорости окисления в соответствии с увеличением скорости диф-
фузии металла или кислорода, но и в изменении состава и строения
окалины и соотношения толщин отдельных ее слоев. Для железа, под-
вергавшегося окислению в
Ф воздухе, из приведенной на
,~ 80- рис. 318 диаграммы (В. И
Тихомиров и др. [733]) вид-
~Ъ
~6' но, что ниже 575' вюстита в
%л
окалине не образуется, так
как ]при этих температурах
он термодинамически неус-
тойчив. Выше 575' количест-
~~3 во вюстита резко возрастает
за счет уменьшения количе-
В~
РЕгоЗ ства магнетита и гематита,
и выше 700 — 750 толщина
вюститного слоя составляет
94 — 95% от толщины всей
окалины. Это удовлетвори-
Рис. 317. Рост отдельных слоев окалины на тельно Согласуется с диа-
железе при 600' в воздушной среде граммой состояний железо—
кислород. В соответствии с
последней в вюстите, наблюдаемом после охлаждения образца, обнару-
живается вторая фаза — вторичный магнетит. В ряде работ В. И. Арха-
рова и др. [452] было также рентгенографически установлено, что в «про-
межуточной» области температур 600 — 800' в наружном слое окалины
возникает текстура (112) а-FeqO& t; II (1 0) Fe 04 II наруж ой поверх
сти, которая выше 900 — 1000 заменяется «высокотемпературной» тек-
стурой (111) а-Fe203 II (100)
Fe&gt 04 II наруж ой поверхнос
Температура перестройки тексту-
ры повышается с увеличением
продолжительности выдержки.
Гематит в поверхностной зоне
Ю
окалины, по их данным, в началь-
ной стадии окисления содержит
избыточное против стехиометри-
М
чеокого Fe&gt O~ количес во кис
родных атомов, внедренных в
междоузлия (а") . В последую-
.ОО ЫО 700 /00 УРР lй7Р
щие стадии окисления его решет- 1елюера'~уоа . ~"
ка перестраивается в дырчатую,
Рис. 318. Изменение состава окалины на
причем вакансии остаются на железе в зависимости от температуры на-
месте железных ионов (гема- грева в воздушной среде
тит а"').
Этим определяется и кинетика окисления железа при разных тем-
пературах и длительности опыта, показанная на рис. 319 [452]. С появ-
лением вюститной фазы, представляющей собою твердый раствор вычи-
тания с дефицигом атомов железа (см.' стр. 63), окисление из слабого
(ниже 500 — 550 ) переходит в умеренное в «промежуточной» стадии
(600 — 800 ), а затем в усиленное (выше 900 — 1000 ), обусловленное
о
7,5 ~
r,о ~
о~
1000 2000 8000 4000 000 6000 7000 ЩЦ0
О
Время, мин.

527
РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
дырчатой решеткой гематита а"'. Температура, при которой изменяет-
ся ход кинетической кривой (рис. 319), тем выше, чем меньше продол-
жительность выдержки. В решетке окисла N10 не было обнаружено
свободных узлов. Поэтому диффузия атомов никеля через слой окисла
затруднена. А так как диффузия атомов кислорода через этот слой про-
текает медленно, то никель окисляется труднее, чем железо.
Р0
Випература, 'б
Рис. 319. Зависимость увеличения веса образцов из
армко-железа от температуры при разной длительно-
сти (жисления:
а — 20 мин.; б — 2 часа; в — 12 час.
Периодические резкие смены те мп ер ат ур ы ускоряюг
процесс окисления. Объясняется это, вероятно, напряжениями, возни-
кающими в слое окалины и облегчающими местное его разрушение.
Наибольшее практическое значение это обстоятельство имеет для спла-
вов высокого сопротивления, из которых изготовляются нагревательные
элементы.
Влияние легирующих элементов и примесей
Роль легирующих элементов заключается прежде всего в том, что
они изменяют состав и строение окалины и силы межатомной связи
в ней, а следовательно, и кинетику процесса окисления стали или спла-
ва. Так, например, по исследованиям В. В. Ипатьева и др. [733, стр. 88],
при окислении хромистой стали в воздухе наблюдается индукционный
период, т. е. в течение некоторого времени скорость окисления очень ма-
ла, и лишь затем окисление протекает во времени по параболическому
закону. Как видно из рис. 320 по их данным для стали с 0,15% С
и 12,65% Сг, длительность инкубационного периода уменьшается с по-
~~ &gt
Оу
1
ъ ~0
~%
д
Ид 700 ДЯ 9Я9 fggjg
~Мпералура, С
° ~ю уур
М
106
%э
Я
/ро
1
~0
0
ХОО ОО МО РУР УИ
~wnegumyyu, С

ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
вышением температуры нагрева. То же наблюдается при увеличении
содержания кислорода в газовой смеси. У стали с 0,3% С и 5,82% Cr
инкубационный период при окислении в воздухе наблюдался [733,
стр. 128] только при 700 и 800'. Химическое, микроскопическое и рент-
генографическое исследования окалины показали, что в ходе индукци-
онного периода на поверхности стали образуется пленка окисла Я~Оз,
сильно обогащенного хромом по сравнению с содержанием его в стали
(35,5% Cr против 12,98% Cr в стали). Через эту пленку диффузия про-
текает с весьма малой скоростью, вследствие чего к концу индукцион-
ного периода окисление практически приостанавливается. В дальней-
шем образуется шпинель FeCr204, обладающая большей проницаемо-
стью, чем фаза R&gt; &gt;. Увел чение коли еств фаз Я 04 з счет
шения фазы Я~Оз, а также одновременное увеличение количества Ре20з
в наружном слое за счет диффузии железа приводит к увеличению про-
ницаемости окалины. Это соответствует второй стадии процесса, когда
скорость окисления подчиняется параболическому закону.
Эти же исследования (на стали с — 6% Cr) показали, что наружная
часть окалины на хромистой стали, как и на железе, состоит из трех
слоев: внешнего 1 — гематита; II — магнетита и III — вюстита. 3а сло-
ем вюстита следует внутренний, IV слой, прилегающий к металлу, со-
стоящий из хромистой шпинели FeO Cr203 и вюстита. Хром концент-
рируется только в этом внутреннем слое окалины и отсутствует в на-
ружных, «железных» ее слоях. Объясняется это очень малой скоростью
диффузии хрома через окалину по сравнению с диффузией железа.
В связи с этим предполагают, что наружные слои окалины образуются
главным образом за счет диффузии железа через нее, а внутренний
слой, содержащий весь хром,— за счет встречной диффузии кислорода
из газовой среды. На стадии протекания процесса по параболической
кривой соотношение толщин отдельных слоев окалины, как и на желе-
зе, во времени остается постоянным, но изменяется с изменением темпе-
ратуры. При этом сказывается влияние легирующих элементов, в дан-
ном случае — хрома, на диаграмму состояний железо — кислород.
Так, заметное количество вюстита на хромистой стали появляется не
после 575', как на железе, а лишь после 900'. Толщина вюститного слоя
здесь также во много раз меньше, чем при тех же условиях у железа.
Таким образом, наличие внутреннего, малопроницаемого слоя хро-
мистой шпинели, малая толщина вюститного слоя и расположение его
не между металлом и гематитом, а между шпинельным слоем и гемати-
том, и приводит к значительно более высокой жаростойкости хромистой
стали по сравнению с железом и с углеродистой сталью. Кроме того,
как показано в последнее время [452], наличие хрома в оксидной фазе
увеличивает в ней силы межатомной связи. '
Из табл. 89 [451] видно, что не только хром, но и многие другие ле-
гирующие элементы концентрируются во внутреннем, прилегающем
к металлу слое окалины, что, очевидно, также объясняется малой скоро-
стью их диффузии по сравнению с атомами железа (присутствие неко-
торого количества элементов в наружных слоях, по. предположению
В. В. Ипатьева и др., объясняется неточным разделением слоев окали-
ны при изучении их состава). Однако далеко не всякий легирующий
' Правда, это было установлено на синтетическом гематите, тогда как слой гема-
тита на хромистой стали не содержит хрома. Можно, однако, полагать, что хром уве-
личивает силы связи и в решетке шпинельиой фазы.

UV t ЛЪ4ИИСр «др Ы И!ОИХ
Содержание Длительность окалины~
и гтлли ло тат.тттавжиси нл
/ 1000 д 1 2 3
' ° °
° °
«
° в
° ° °
° ° ° ° ~ ° ° ° ° в
° ° ° 4 °
3 ° С С ° 9 '
3 °
° ° в °
° ° °
! ! ' !
° °
° °
а ° °
° °
° °
I 1
1
° ° ° !! 1 ° ° °
° ° в / в
а ° °
° °
° °
э а ° 3
° ° °
°, ! °
° ° 1
° °
ю в °
Ю j °
r ° s ° Э ° °
° ° в ° °
° ° 9 ° ° ° ° °
° ° ° ° ! °
° ° в ° ° ° ° ° ° ° ° ° в ° ° °
° ° °
° ° l
а 9 ° ю
Э ° ° С °
° Ю
° й °
° ° °
° ° °
° ° в й
° ° 9 °
° °
° ° Э ° ° ° ° °
1 ° ° ! °
° ° ° в °
° 9 ° ° в
г ° r
° в ° ° ° 4
в 9
° °
в в
Ю °
° ю
ф ° s ° ° ° °
° 4 °
° °
° ° ! r ° в ° ' °
° С
° °
° °
° °
° °
а ° °
! ° С ° 9 ' ° °
° в
° °
° ° °
9 °
r °
Э °
° ° 9 °
9 °
С
Ю
° Ю ° ° ю
O в Э ° ° r Ф
Э ю !
° С 3
° r Ф
ф й ° 1 й °
4 °
° ° 4
ю в ° В
° ° ~
° ! ° °
9 в
° °
° ° °
° °
Ф s
° ° ° 4
° ( ° g
° °
° (
° в ю
° ° ° °
Э ° ° °
Ф в
° в
° Ю
° °
й °
й й
9 ° ° 4 1
° ° l ф
! j s в
° 9 °
° в r ° ! 1
° в
ю Э
° ° °
° В В !
° Э °
ю ю 9
Э ° °
1 °
1
1 °
Ie
° ° ! ° °
° ° ° ° 3 °
° ! °
° ° °
r 9 ° Э ® °
4
Э °

ЛЕГИРОВАНИЕ )8;APOYIIOPHOH И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
ше, чем в центре. Так, на двойном сплаве железа с - 15% А1 после на-
грева при 1350 в течение 50 час. было найдено [453] уменьшение содер-
жания алюминия в наружном слое образца диамет ом 20 мм по срав-
нению с его центром на 0,78% (14,51% и 13,73 /о). налогичное явление
наблюдается на тройных сплавах железа с хромом и алюминием.
По-видимому, из всех указан-
ных выше условий, которым должен
Р,1Ф
удовлетворять легирующий элемент
для того, чтобы он повышал жаро-
стойкость стали, влияние его на со-
став, строение и свойства окалины
является решающим. Многие эле- р~8
Д
менты, для которых удовлетворяется Я
условие образования плотной окис- ~ для
ной пленки, не повышают жаростой-
кости стали, а некоторые из них да- Ф дд
1
же понижают ее. Таковы, например,
1
ванадий, молибден, вольф- ф юи
р а м, б о р. Объясняется это специ-
фическими свойствами их окислов.
0
о Ю
й, ~о
2
ою
"~ diaz
Ю
~~ РО
Ъ
~~ по~
ЗО
~~80
~О
д
д,б & t; g ;,5 &
ВРЕМЯ(АУТ)
lE
er, rio
Рис. 321. Влияние алюминия
(а) и хрома (б) на жаростой-
кость железных сплавов при
разных температурах:
1 — 15 час. при 9ЯР; 2 — 75 час. при
1000; 3 — 5 час. при 1100О; 4—
2 час. при 1200о
Рис. 320. Зависимость продолжи-
тельности инкубационного (индук-
ционного} периода для стали
1Х13 от тем пер атуры. Воздух
неосушенный
Летучие окислы молибдена не только нарушают сплошность пленки,
образующейся на легированной им стали, но, попадая на поверхность
других жаростойких сталей, например, при совместном нагреве, разру-
шают их окисную пленку. Окисные пленки на сталях, легированных вана-
дием, легкоплавки. Окисел ванадия, по-видимому, растворяет окислы
других металлов, что способствует понижению жаростойкости.
С другой стороны, такой легирующий элемент как н и к ел b повы-
шает жаростойкость стали, по крайней мере при окислении в воздуш-
ной среде. KBK можно видеть из рис. 322 (по исследованиям
В. В. Ипатьева и др. [733, стр. 80]),'на котором отложены значения кон-
станты скорости окисления при 940 в зависимости от состава для двой-
ных сплавов железо-никель, их жаростойкость повышается наиболее

РОЛЬ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
531
сильно при увеличении содержания никеля до 20 — 25О/о. Исследование
окалины на этих-сплавах показало, что при добавлении никеля умень-
шается толщина вюститного слоя, а при содержании в сплаве 25О/О Ni
этот слой совсем отсутствует в окалине.
Никель дополнительно повышает также жаростойкость сталей, ле-
гированных хромом, в том числе и аустенитных. Степень влияния нике-
ля на жаростойкость увеличивается с повышением температуры.
Таблица 90
Минимальные количества никеля, необходимые для обеспечения удовлетворительной
жаростойкости» при разных температурах
Минимальное количество никеля, "/„при температурах, 'С
Содержание хрома, О~~
1200
870
980
1090
11
16
21
26
31
30
16
0
0
0
26
0
0
0
0
56
41
9»»
5*"*
8
4Я
30
4
3
0
' За критерий удовлетворительной жаростойкости принята величина коррозии, не превышающая
2,5 мм/год.
" Жаростойкость несколько понижается при 20 — 50 'Ip Ю.
Жаростойкость несколько понижается при 20 — 406~~ Ж.
Как видно из табл. 90 [844], относящейся к промышленным сталям,
содержащим 0,35 — 0,40'/, С, до 1,2'/о Si и 0,8'/, Мп, при содержании
в стали больше 20% Cl' минимальное количество никеля, необходимое
для достижения удовлетворительной жаростойкости даже при 1200',
уже не превосходит 8 — 9О/о. Большой интерес представляет тот факт,
что при содержании в сплаве больше 50O/o Ni, т. е. в сплавах на никеле-
вой основе, достаточно уже меньше 12О/О Сг, а при содержании никеля
больше 60 /О — даже только 10О/р Сг для обеспечения удовлетворитель-
ной жаростойкости при 1200'. Этот факт, на котором основана жаро-
стойкость нихромов, сплавов типа нимоник и др., объясняют образова-
нием на поверхности сплава окисной пленки, состоящей из шпинели
Х10 СгяОз.
Следует отметить также неблагоприятное для практики обстоя-
тельство, что окислы марганца, как на аустенитной, так и на феррит-
ной стали обладают плохими защитными свойствами. Вследствие это-
го хромомарганцовистые стали далеко не всегда могут заменить хро-
моникелевые в качестве жароупорных, несмотря на то, что по жаро-
прочности хромомарганцовистый аустенит даже превосходит хро-
моникелевый.
Обычные п р и м ес и оказывают на жаростойкость металлов отрица-
тельное влияние. Так, например, технический никель окисляется значи-
тельно быстрее, чем чистый. Отжиг никеля в вакууме, приводящий к до-
полнительному удалению из него примесей, заметно уменьшает ско-
рость его окисления [777]. В стали особенно вредны углерод и кислород,
причем степень их влияния в разных сталях не совсем одинакова, что
зависит главным образом от того, в какой форме они там находятся.
В частности, углерод почти не ухудшает жаростойкости стали, если он

532
легиРОВАние )кАРОупОРнОЙ и теплоустОЙчиВОЙ стАли
растворен в основной массе — феррите или аустените. Присутствуя же
в стали в карбидах, углерод понижает жаростойкость стали по двум ос-
новным причинам: 1) вследствие того, что он связывает большее или
меньшее количество основного легирующего элемента, обычно хрома,
обедняя им основную массу, и 2) вследствие того, что наличие карбид-
ной фазы делает структуру стали неоднородной. Усиление неоднород-
ности структуры, по-видимому, является также основной причиной
вредного влияния кислорода, так как обеднение основной массы неко-
торыми легирующими элементами (алюминием, кремнием, хромом
и др.), связанными с кислородом, едва ли может играть существенную
роль из-за незначительного количества связываемого элемента. Неод-
3
-с
д4
03
"- юг
g yg»
g0
3
г
~:5
1
~а
~С
80 100
40 бО
у ° Оу
Рис. 323. Влияние угле-
рода на жаростойкость
сплава железа, с 25% Сг
и 5'/о А1. Нагрев при
1200 в течение 24 час.
Рис. 322. Влияние никеля на жаро-
стойкость сплавов Fe-Ni при 940' в
воздушной среде
народность же структуры стали усиливается при наличии в стали
и окислов таких элементов, которые практически не влияют на ее жа-
ростойкость.
Влияние углерода, обусловленное первой причиной, естественно,
должно быть тем меньше, чем больше в стали активного легирующего
элемента. Все же и в этом случае отрицательное влияние углерода зна-
чительно, как можно видеть, например, из рис. 323 14531 для сплава
с 25'% Cr и 5% А1, подвергавшегося окислению при 1200 в течение
240 час. Потери веса, соответствующие по этой диаграмме определеп-
ному содержанию углерода, обусловлены, конечно, суммарным его
влиянием. Поэтому введение в сталь более энергичного карбидообра-
зующего элемента, чем хром, например титана, уменьшает вредное
влияние углерода, но не может устранить этого влияния полностью, так
как роль карбидов как фактора, увеличивающего неоднородность
структуры сплава. остается.
)Каростойкость стали, по-видимому, мало зависит от того, являет-
ся ли она при рабочей температуре ферритной или аустенитной. Сле-
довательно, указанное выше влияние легирующих элементов и приме-
сей относится в основном как к ферритной, так и к аустенитной стали.
В частности, влияние углерода и в аустенитной стали становится отри-

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ Я&lt;АРОУПОР ЫХ СТА Е И СПЛА
533
3. ОСНОВНЫЕ ТИПЫ ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫХ И )КАРОУПОРНЫХ
СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ И ИХ ВА)КНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ
Многообразие требований, предъявляемых к теплоустойчивым
и жаропрочным материалам, привело к разработке сталей и сплавов
различных типов, отвечающих более или менее конкретным условиям
работы изделий, главным образом определенному диапазону рабочих
температур, длительности действия нагрузки и ее величине. B качестве
теплоустойчивых до температуры около 550 применяются перлитные
цательным после такого его содержания, когда при рабочей темпера-
туре в структуре стали присутствует уже значительное количество не
перешедших в раствор хромистых карбидов.
На положительном влиянии очень малых добавок некоторых ред-
ких элементов на жаростойкость мы здесь не останавливаемся, так как
это влияние, по-видимому, обусловлено главным образом специфиче-
скими условиями работы нагревательных элементов.
В последние годы для ряда деталей начали применять в качестве
жароупорных керометаллические материалы или керметы. Поэтому ин-
тересно отметить, что механизм окисления таких материалов при вы-
соких температурах и условия, определяющие их жаростойкость, прин-
ципиально те же, что для сталей и сплавов. Скорость окисления и у них
определяется диффузией ионов металла и кислорода и атомов углерода
через окисную пленку, вследствие чего состав и строение пленки игра-
ют решающую роль.
Так, на кермете на основе карбидов титана с 20О/о Со [см. 735] при
окислении в интервале температур 600 — 1000 образующаяся пленка со-
стоит из двух слоев: наружный, в зависимости от температуры, состоит
из Соз04 или СоО, а внутренний — из рутила (TiO&g ; с включе
ями металлического кобальта. При 1100 в результате реакций между
обоими слоями образуются также соединения СоТ102 и Co2Ti04. При
добавлении карбида вольфрама в таком количестве, что образующийся
окисел WO, полностью растворен в рутиле, скорость диффузии ионов
и, соответственно, скорость окисления сильно понижаются. Если коли-
чество образующейся WOg превышает предел ее растворимости в рути-
ле, то наряду с СоО и Ti02 в окисной пленке появляются CaTi03,
Со2Т104 и CoWO4. Это затрудняет диффузию, по-видимому, вследствие
увеличения числа фазовых границ, и дополнительно повышает жаро-
стойкость. При еше большем количестве карбида вольфрама, когда
в окисной пленке содержится свободная WOg, жаростойкость ухудшает-
ся. При добавлении карбида хрома Cr&gt C&gt; жаросто кость с ача
нижается. Лишь при таком количестве добавляемого карбида хрома,
когда количество образующейся в окалине окиси хрома больше преде-
ла ее растворимости в рутиле, жаростойкость за счет CoTi03 и Cr&gt
увеличивается. При добавлении карбидов тантала и ниобия в количест-
ве 1О/о слой окалины после нагрева при 1000 в течение 75 час. состоит
из СоО, металлического- кобальта и твердого раствора (Ti, Та, Nb,
Со) О, типа рутила. При содержании карбидов тантала и ниобия в ко-
личестве 5 — 10'/о окалина состоит из СоО и (Ti, Та, Nb, Со)02, а при
еще большем их количестве — только из (Ti, Та, Nb, Со) О~.

ЛЕГИРОВАНИЕ &gt;КАРОУПОР О И ТЕПЛОУСТОЙЧИ ОЯ СТ
и ферритно-мартенситные стали. В качестве жаропрочных, т. е. при ра-
бочих температурах выше 550', применяются, в зависимости от условий
работы, либо аустенитные стали, либо сплавы на никелевой и кобаль-
товой основе. Для наиболее высоких рабочих температур частично раз-
работаны и усиленно разрабатываются сплавы на основе хрома, молиб-
дена и других тугоплавких металлов. Наконец, для ряда деталей ча-
стично применяются и разрабатываются специальные материалы, пред-
ставляющие собою смеси различных химических соединений с металла-
ми, изготовляемые способом прессования и спекания и потому называ-
емые керометаллическими или керметами.
А. ПЕРЛИТНЫЕ И ФЕРРИТНО-МАРТЕНСИТНЫЕ ТЕПЛОУСТОИЧИВЫЕ СТАЛИ
Перлитные стали
Перлитные стали обладают меньшей жаропрочностью, чем аусте-
нитные, но выгодно отличаются от них меньшим коэффициентом тепло-
вого расширения, более высокой теплопроводностью, лучшими техноло-
гическими свойствами. в частности лучшей деформируемостью в горя-
чем состоянии и обрабатываемостью резанием, более высокой цикли-
ческой вязкостью, возможностью изменения свойств в широких преде-
лах за счет термической обработки и использования магнитных мето-
дов контроля, меньшей стоимостью.
Длительная служба при температурах до 550 в перлитных сталях
может вызвать следующие важнейшие процессы: сфероидизацию, коа-
гуляцию и изменение. состава карбидов, а следовательно, и твердого
раствора; графитизацию: процессы, сообщающие стали тепловую
хрупкость.
Протеканию процессов сфероидизации и коагуляции карбидов бла-
гоприятствует не только длительное пребывание стали при рабочей тем-
пературе, но и рабочее напряжение. Влияние напряжения, подтвержда-
ющееся й при лабораторных испытаниях [845], объясняется ускорени-
ем диффузии. По той же причине предварительный наклеп сильно об-
легчает сфероидизацию и коагуляцию [443]. Эти процессы приводят
к разупрочнению стали, причем понижаются не только характеристики
кратковременной прочности при комнатной и повышенных температу-
рах, но и сопротивление ползучести. Представление о возможной сте-
пени разупроч~нения дает сообщение, что у стали ЗИ579 (табл. 91), нз
которой были изготовлены толстостенные трубы гидрогенизационных
установок, ' после эксплуатации в течение 40 — 50 тыс. час. при 530'
и давлении 300 — 700 атм твердость понизилась от 280 до 160 О&g ;.
образцах этой стали, закаленных с 1100' в воде, предел прочности при
комнатной температуре после отпуска при 550 в течение 3000 час. по-
низился от 140 до 100 кгlмм' [846]. Пластичность и ударная вязкость
при этом обычно в большей или меньшей степени повышаются.
Процессы сфероидизации и коагуляции карбидов во время работы
детали могут быть значительно ослаблены кратковременной выдерж-
кой детали при температуре, превышающей на 100 — 120 рабочую тем-
пературу. В этом заключается цель стабилизирующего отпуска тепло-
устойчивой стали. В литературе приводятся данные, из которых следу-
ет, что нагрев стали при 650' в течение 5 час. делает ее стабильной
против сфероидизации при 450' в течение 100 тыс. час., а выдержка око-
ло 10 час. при 650' эквивалентна 100 тыс. час. при рабочей температуре
500'. Однако эти данные не учитывают ускоряющего влияния рабочих
напряжений. Карбидообразующие легирующие элементы, вводимые

ВАЖНЕЙШИЕ OCOBEHHOGTH ЖАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
535
в сталь с целью повышения ее теплоустойчивости, повышая прочность
межатомной связи в карбидной фазе и в твердом растворе, замедляют
также протекание процессов сфероидизации и коагуляции.
Менее изучены еще изменения свойств стали, обусловленные пере-
распределением легирующих элементов между твердым раствором
и карбидной фазой во время службы детали, если при предварительном
отпуске, как это обычно и бывает, не было достигнуто термодинамиче-
ское равновесие. Экспериментально показано, что уменьшение содержа-
ния, например, молибдена в твердом растворе при работе в течение де-
сятков тысяч часов при 540 — 550 может быть значительным [916]. Поэ-
тому изучению кинетики этих процессов уделяется сейчас большое
вним ание.
Стремление к достижению п о л н о г о термодинамического равно-
весия в стали может привести во время длительной службы ее при по-
вышенных температурах к процессу графитизации. Наиболее часто гра-
фитизация наблюдается в сварных соединениях труб паропроводов вы-
сокого давления. Появление графита, обладающего низкой прочностью
и слабо связанного кристаллохимически с основой, может привести не
только к разупрочнению стали, но и к преждевременному хрупкому раз-
рушению. Одно время некоторые исследователи считали графитизацию
одной из причин перелома прямой на логарифмической диаграмме на-
пряжение — время до разрушения (рис. 302, в).
Исследование этого явления [617 и др.] показало, что на вероят-
ность и степень графитизации влияют способ раскисления стали, ее со-
став и термическая обработка, а также напряжения и наклеп. Оба по-
следних фактора способствуют графитизации, очевидно, потому, что
они ускоряют достижение промежуточного по равновесию состояния,
т. е. коагуляции карбидов, так как крупные карбиды менее стойки про-
тив графитизации, чем мелкие. Напряжения оказывают определенное
влияние и на форму графита. Так, например, было показано [847], что
при значительной ползучести образующийся графит имеет не округлую,
а менее благоприятную строчечную и лучеобразную форму. С ускоря-
ющим влиянием напряжений связано, по-видимому, и то обстоятельст-
во, что графитизация протекает легче в сварных соединениях. Поэтому
одним из способов значительного уменьшения склонности к графитиза-
пии в зоне сварного шва является высокий отпуск этой зоны, а еще луч-
ше — продолжительный нагрев ее при температуре несколько выше
Ас~ с целью снятия напряжений.
Сталь, раскисленная алюминием в количестве 0,02О/о или только
кремнием, сравнительно стойка против графитизации. Введение же
6,06 — 0,09'/o А1 сильно увеличивает склонность стали к графитизации.
Имеются попытки связать это обстоятельство с анормальностью стали,
т. е. повышенной скоростью сфероидизации и коагуляции карбидов.
Кремний и марганец в пределах их обычного содержания в стали ока-
зывают слабое влияние на графитизацию. Углерод, как и следовало
ожидать, способствует графитизации. Поэтому количество углерода,
с целью уменьшения опасности графитизации, рекомендуют держать
на нижнем пределе.
Наибольшей склонностью к графитизации обладает углеродистая
сталь. Из легирующих элементов заметное замедляющее влияние ока-
зывает молибден. Так, в паропроводах из углеродистой стали графити-
зация наблюдается обычно при рабочих температурах выше 425', а из
стали, содержащей 0,5'/р Мо,— выше 480'. Значительно сильнее поло-
жительное влияние хрома, который уже при 0,25О/О компенсирует вред-

536
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
ное влияние повышенного количества алюминия на графитизацию. Од-
новременное же содержание в стали около 0,5'/о Мо и 0,5О/o Cr эффек-
тивно предотвращает графитизацию в изученных до сих пор практиче-
ски возможных условиях.
Во время длительной службы при повышенных температурах теп-
лоустойчивые перлитные стали могут приобрести хрупкость, называе-
мую, по предложению А. M. Борздыки, тепловой хрупкостью.
Различают д в а в и д а тепловой хрупкости. Хрупкость первого вида
заключается в сильном падении ударной вязкости стали (точнее, повы-
шении ее критической температуры хрупкости) в результате длитель-
ного нагрева в определенном интервале температур, даже без яагруз-
ки, причем это не сопровождается изменением других механических ха-
рактеристик и физических свойств стали. Тепловая хрупкость первого
вида — явление полностью обратимое. 1~инетика ее развития не отли-
чается от кинетики развития обратимой отпускной хрупкости. Легирую-
щие элементы влияют на нее в том же направлении, что и на отпускную
хрупкость. Эти обстоятельства, а также сходство в ряде других прояв-
лений, позволяют считать, что природа тепловой и обратимой отпускной
хрупкости одна и та же. Тот факт, что развитие тепловой хрупкости уси-
ливается под влиянием нагрузки, не может изменить этого положения
В соответствии с нашими предположениями о причинах отпускной
хрупкости (см. стр. 280 и [5751, это можно объяснить тем, что пласти-
ческая деформация ускоряет образование а-фазы в граничном слое
зерна. Действительно, экспериментально было установлено [710], что
только такие статические напряжения, которые способны вызвать в ста-
ли заметную ползучесть, ускоряют раз~витие тепловой хрулкости. Если
же нагрузка не вызывает значительной пластической деформации, она
не влияет и на развитие процесса охрупчивания стали во времени. Теп-
ловая хрупкость сказывается в повышении критической температуры
хрупкости стали. Опасностью же разрушения детали непосредственно
прн р а б о ч е й температуре вследствие тепловой хрупкости первого
вида можно пренебречь.
Тепловая хрупкость второго вида заключается в сильном пониже-
нии главным образом относительного удлинения и сужения стали в ре-
зультате длительного нагрева под нагрузкой. Поэтому А. M. Борздыка
предлагает [710] называть хрупкость этого вида «статической тепловой
хрупкостью», в отличие от тепловой хрупкости первого вида, которую
он называет «ударной». Предлагалось также [848] называть хрупкость
этого вида «тепловым ослаблением», так как и в этом случае наблю-
дается падение также ударной вязкости (рис. 324) и предела прочно-
сти. Нам, однако, кажется, что называть это явление вообще тепловой
хрупкостью нецелесообразно, так как опо является результатом процес-
сов, вызывающих межкристаллическое разрушение по правой ветви
прямой напряжение — время до разрушения (рис. 302, в). Процессы
же эти зависят не только от температуры, но в неменьшей степени от
длительности действия нагрузки и величины напряжения. Природа этих
процессов, предположения о которой, в том числе и наше, были рас-
смотрены на стр. 504, отлична от природы тепловой (и 'отпускной) хруп-
кости. Если все же рассматривать это явление как один из видов теп-
ловой хрупкости, то основной отличительной особенностью его следует
считать необратимость. Правда, было показано [848), что до определен-
ной длительности испытания ударная, вязкость может быть восстанов-
лена термической обработкой и что некоторое улучшение пластичности
и вязкости достигается также применением термической обработки на

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ Я~АРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
537
различных стадиях нагрева под нагрузкой. Но если сталь нагревалась
под нагрузкой дольше определенного времени, то термическая обработ-
ка уже не повышает ни ударной вязкости, ни других свойств, очевид-
но, потому, что в этом случае падение пластичности и вязкости являет-
ся результатом местных разрушений, т. е. образования мелких трещин
в материале. Нам поэтому представляется, что тепловую хрупкость
второго вида целесообразно называть «необра-
тимой тепловой хрупкостью». 8$
Но на необратимую хрупкость в ряде ста-
лей неизбежно накладывается и обратимая
хрупкость, вызванная длительным воздействи-
ем самой температуры, что в свою очередь мо-
жет облегчить возникновение трещин по гра-
ницам зерен вследствие понижения сопротив-
ления отрыву. По-видимому, термическая 06- soo ~поп аоо zoos
работка, примененная до появления в стали Продслжшпелькос~пь
трещин, а также многократно повторенная на ~~~РУ®~~~ "~~.
различных стадиях выдержка под нагрузкой
увеличивают время до разрушения в значи-
тельной степени за счет устранения развив-
шейся к этому времени обратимой тепловой
хрупкости. 06 этом свидетельствует и то, что
наибольший эффект термическая обработка
(высокий отпуск) дает у сталей, обладающих
повышенной чувсгвительностью к обратимой
тепловой хрупкости.
Схема изменения ударной вязкости в зависимости от длительности
нагружения при разных напряжениях у сталей, сильно и слабо чувсг
вительных к обратимой тепловой хрупкости, приведенная по Туму и Ри-
харду на рис. 325 (848), позволяет считать, что у первых (в частности,
у хромоникельмолибденовых сталей) главной причиной резкого пони-
0
Рис. 324. Ударная вяз-
кость при 20' хромони-
кельмолибденовой стали
после длительного на-
гружения и ри 480 — 500'
и а = 30 кг/мм' (Зи-
бель и Веллингер):
о — 480с~ ° — 500с~
ч~ь
1
~з
ПроОопжитепьность нагруженоя
фооопжитепьность нагруженоя
Рис. 325. Схема влияния предварительного нагружения при 500' на
ударную вязкость при 20' чувствительной (а) и малочувствительной
(б) к охрупчиванию стали:
1 — разрушившийся образец; 2 — после нагружения при ~ = 10 кг/мм', 3 — то же,
при &l ;= 20 кг/ м 4 Ђ” то е, п и& t; 30 кг м '-; 5 Ђ” о ж , п и lt; =
жения ударной вязкости после длительного нагружения при повышен-
ной температуре (см. рис. 324) является обратимая тепловая хруп-
кость, развитию которой сильно способствует рабочее напряжение. Воз-
никает, однако, вопрос: почему все же у ряда сталей, мало чувствитель-
ных к обратимой тепловой хрупкости, сильное падение пластичности
и межкристаллическое разрушение (т. е. необратимая тепловая хруп-

538
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
кость) в случае длительного нагружения при высоких температурах со-
провождаются лишь слабым понижением ударной вязкости при ком-
натной температуре? Это можно объяснить двумя обстоятельствами.
С одной стороны, по нашему предположению (стр. 506), в этом случае
происходит «раздвигание» зерен, которое на начальной и средней ста-
диях еще не представляет собою трещин, по крайней мере на всех гра-
ничных слоях. В этом, по нашему мнению, заключается вторая причи-
на того, что промежуточная термическая обработка еще в состоянии
восстановить свойства. С другой стороны, во время длительного нагру-
жения при повышенных температурах одновременно протекают и про-
цессы сфероидизации и коагуляции карбидов, что приводит к повыше-
нию ударной вязкости при комнатной температуре. Правда, в резуль-
тате этих процессов повышается и пластичность, но она при температу-
ре испытания не используется, так как сами зерна почти не де-
формируются.
Вследствие различной природы обоих видов тепловой хрупкости,
легирующие элементы и другие факторы могут оказывать различное
влияние на их развитие. В частности, необратимая тепловая хрупкость
усиливается в окисляющей среде, очевидно, вследствие окисления ос-
лабленных граничных слоев зерен. Поэтому чувствительность стали
к необратимой тепловой хрупкости уменьшается при легировании ее
элементами, повышающими жарос1ойкость. IBK, по некоторым наблю-
дениям положительное влияние оказывают кремний и алюминий. По-
вышенная жаростОйкость, вероятно, является также одной из важных
причин того, что стали, содержащие 5 — 6'~о Сг, менее чувствительны
к необратимой тепловой хрупкости, а у высокохромистых сталей это яв-
ление почти не наблюдается. При практически одинаковой жаростойко-
сти чувствительность стали к необратимой чепловой хрупкости, KdK пра-
вила, должны уменьшать те легирующие элементы, которые повышают
ее сопротивление ползучести в условиях преобладания диффузионных
механизмов пластичности, так как и то л другое достигается за счет
увеличения прочности межатомной связи и степени атомного порядка
в граничном слое зерна. К таким элементам принадлежат, в частности,
молибден, ванадий, титан, ниобий. Но из сказанного выше следует,
что легирующие элементы могут влиять на чувствительность стали к не-
обратимой тепловой хрупкости и ее сопротивление ползучести количест-
венно и даже качественно по-разному, если они содержатся в стали
в таком сочетании, при котором она,приобретает сильную склонность
к обратимой тепловой хрупкости, особенно при одновременном дейст-
вии нагрузки. Примером может служить хромоникельмолибде-
новая сталь.
Химический состав и важнейшие свойства основных теплоустойчи-
вых перлигных и ферритно-мартенситных сталей, применяющихся в со-
ветском и зарубежном котлотурбостроении, можно найти в справочной
и периодической литературе ' [736, 859, 912, 761 и др.]. Широко исполь-
ьуемые благодаря их дешевизне и хорошим технологическим свойствам
углеродистые стали, в частности для труб паропроводов и пароперегре-
вателей до 425 — 450', иногда до 480', обладают рядом недостатков. Не
говоря уже о низкой жаростойкости и коррозионной стойкости, они
склонны к графитизации, проявляющейся главным образом в около-
шовной зоне сварных соединений. Они также чувствительны к механи-
ческому старению и к тепловой хрупкости.
' Применительно к длительному сроку службы см. также литературную ссылку в
сноске и текст к ней на стр. 570 и [916].

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ 7КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
539
Из легированных сталей наименее легированными являются молиб-
деновые стали типа 15М, 20М, 16М, содержащие при разном количестве
углерода около 0,5О/О Мо. Молибденовые стали обладают более высоким
сопротивлением ползучести и большей коррозионной стойкостью, чем уг-
леродистые, и нечувствительны к тепловой хрупкости. Однако они так-
же не жаростойки и еще склонны к графитизации. В условиях длитель-
ной работы при 500 и выше они и недостаточно стабильны '. Поэтому в
последнее время их начинает вытеснять сталь типа 12МХ [737], содер-
жащая 0,9 — 0,16О/О С, около 0,5О/д Мо и 0,5О/д Сг. Дополнительное леги-
рование хромом, как было указано выше, предотвращает графитизацию
и в то же время несколько повышает жаропрочность по сравнению с
молибденовой сталью без хрома.
Самую большую группу перлитных теплоустойчивых сталей состав-
ляют стали, легированные хромом, молибденом, ниобием, ванадием,
вольфрамом, титаном. Химический состав некоторых таких сталей при-
веден в табл. 91. С повышением содержания хрома увеличивается жа-
ростойкость и коррозионная стойкость этих сталей. Сталь Х5М (табл.
91) часто называют полужаростойкой. По теплоустойчивости же, в ча-
стности по сопротивлению ползучести, сталь с -2,5'/о Сг и одинаковым
содержанием других элементов, например сталь Сгоlоу-2 (табл. 91),
практически не уступает 5'/о-ной хромистой стали [445]. Сталь 25Х2МФА
(табл. 91) обладает высокой релаксационной стойкостью, вследствие
чего применяется для крепежных деталей с длительным сроком работы
при температуре до 500'. В соответствии с этим рекомендуют отпускать
ее при 630 — 650 [736]. Легированная повышенным количеством молиб-
дена и ниобием сталь ЭИ454 (табл. 91) обладает достаточной тепло-
устойчивостью до 550'. При таких температурах приблизительно равно-
ценна ей сталь ЭИ531 (табл. 91), содержащая меньше молибдена, но
дополнительно легированная ванадием.
Перлитные теплоустойчивые стали, как было отмечено в начале
главы, обладают рядом преимуществ, но меньшей жаропрочностью по
сравнению с аустенитными. Поэтому важным направлением дальнейших
изысканий в этой области является разработка сталей, обладающих
большей жаропрочностью, которые могли бы до рабочих температур
600 — 650' хотя бы частично заменить аустенитные стали. Интересные
результаты получены на сталях, легированных титаном и бором. Так,
например, сталь с 0,15 С, Зо/р Сг, 1'/р Мо, 0,45'/o Ti и 0,01О/р В при ис-
пытании в течение 1000 час. при 650' по значению длительной прочности
и сопротивления ползучести близка к аустенитной хромоникелевой ста-
ли 18-8 [738]. Положительные результаты получены также на хромомо-
либденовой стали с -0,2О/р С, 1,5'/ц Сг и 0,5'/o Мо, дополнительно легиро-
ванной около 0,9'/o V [734]. После нормализации при 980 и отпуска при
650 ее 1000-часовая длительная прочность при 600' составляет около
24 кг/мм' при удлинении 5 В США из нее изготовляют диски газовых
турбин с коротким сроком службы при температурах до 600'. Одной из
наиболее жаропрочных низколегированных сталей является сталь
ЗИ579 РК,(Р)М 10] (табл. 91). Эта сталь была разработана в Герма-
нии и применялась там во время войны (с несколько меньшим содержа-
нием ванадия) для таких ответственных изделий, как турбинный вал
реактивного самолета. Наилучшее сочетание своиств было найдено у
стали этого типа и в ряде более новых исследований, вследствие чего
она применяется, например, для роторов стационарных паровых тур-
' См., например, И. Л. Ми р ки н и М. И. С о лон оу ц. Металловедение и о6ра-
ботка металлов, № 2, 1957, стр. 11.

ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЯ СТАЛИ
54о
Ж
i I m
00
! О
CD
О
! ! !
! 1
СО
Ф
О
О
~4
О
СЧ
О
О
1 ! !
1 !
с'4 1
СЧ О
О
1 ! 1 1 ! ! - ! ! !
00
О
~О ~О
СЧ СЧ
О О
LA
3Х~
О
1
О
О
CD
О lQ
cQ C ~o
М~ СЧ О
О
О О ° О Л
1 1 о
~О 00 ~О
О О О
О
С4
О
CD
° ь
О
с)ъ
CD
О О
CD
cQ
О
'Ф
О CD
1 = = 1
О
° ь
'Ф
I 1 1
1 ! 1
00 00 00
О О О
00
СЧ СЧ
cQ cQ
О О
cQ
О
cQ
О
Ю ° в ° ь
О О О
1
'Ф 'Ф 'Ф
О О О
1 !
1 1 1
О О
Х
3
С4
О
Х
О О
I
О
О О О
1 1
CO
О О
О О О
'Ф
СЧ
Л ~О О
со
! о о о
Я
О О
cQ
СЧ
О
)
с)ъ
О
~О сО
СЧ CQ
О О
ОЪ
СЧ
О
О
~l
О
1
О
О
~О СЧ СЯ
О О О
\ф \ф v(
Ф
63
i
О
О
CJ
СЧ
С~е
° ь
О
~О ~1~
еч
О О
CT)
О
О
М
О
О
Ж
Я
СЧ
РЪ
О
О
о,
СЧ
° Ю
~ 4
~и
й'
Щ
I»
О
Х
л
и:
:г
эЯ
О
I»
О
&g
О
й~
И
I»
Х
3
&
О
С4
С4
1 ! I I I 'I ! ! 1
Ф
Ж
p)
° ь
О
СЧ
0 3.0 ° °
[~ Я
Ж
Я сп~
м1
CD
Щ
З
0'.)
У~
ФЬ
Ю
О
СЧ

ВА7КНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ ЯАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
541
бин, для дисков газовых турбин с коротким сроком службы, для болтов,
работающих при тем~пературе около 600', и т. п. [734, 859, 739 и др.].
Другое направление изысканий, проводимых в европейских странах
в области перлитных теплоустойчивых сталей, имеет целью уменьшить
в них содержание молибдена или исключить его. Один из способов до-
стижения этой цели также заключается в использовании ванадия. В ча-
стности, хромованадиевая, хромомарганцевованадиевая и некоторые
другие стали разрабатывались и применялись (в том числе для фасон-
ных отливок) в Германии в качестве заменителей теплоустойчивых еще
до войны и особенно во время войны. В последнее время некоторые ле-
гированные ванадием безмолибденовые стали были исследованы после
длительной эксплуатации (8 000 — 125 000 час.) при средней температуре
500 н Чехословакии [740] и оказались практически равноценными
молибденовым. В Советском Союзе для изготовления крепежных дета-
лей, предназначенных для длительной работы при температуре до 500',
рекомендована безмолибденовая сталь, содержащая 0,23 — 0,30% С,
1,2 — 1,4% Cr, 1,0 — 1,4% W и 0,2 — 0,3о/о 'Ч [741]. По данным авторов, она
по комплексу свойств равноценна стали 25Х2МФА (табл. 91) и превос-
ходит сталь ЗОХМА.
Ферритно-мартеиситные стали
Высокохромистые стали с 12% Сг, 17/р Cr, 25О/о Cr и 28 /о Cr (в
Советском Союзе — марки Х13, Х25, Х25Т, Х28) применяются главным
образом там, где могут быть использованы их высокая коррозионная
стойкость и жаростойкость. По теплоустойчивости, особенно по сопротив-
лению ползучести, они уступают низколегированным сталям: предел
ползучести сильно снижается после 450' у стали 2Х13 и еще сильнее—
у стали ЗХ13. Стали 3Х13 и 4Х13 применяются главным образом для
пружин, в частности для плоских пружин уплотнения в паровых турби-
нах, работающих длительное время при температуре до 400".
Нержавеющие 12%-ные хромистые стали Х13 и 2Х13 широко при-
меняются для изготовления лопаток паровых турбин, работающих при
температурах до -480'. Этому способствуют их высокая стойкость про-
тив коррозии и окалинообразования, хорошие технологические свойства
и высокие механические свойства в улучшенном состоянии. Дополни-
тельным важным свойством этих сталей применителько к данному на-
значению является их большая способность гасить упругие колебания
(большой декремент затухания), хотя это свойство и не учитывалось
при введении их для этой цели, так как было установлено позже.
Аномально большой декремент за1ухания свойственен ферромаг-
нитным металлам и сплавам в ненамагниченпом состоянии. Объясняет-
ся это тем, что векторы намагниченности в доменах под влиянием на-
пряжений ориентируются в направлении легкого намагничивания, близ-
ком к направлению действующего усилия, и при вибрации возникает
' Я,ля изготовления пружин, работающих длительное время при 470', рекомендо-
вана [742] быстрорежущая сталь Р18 (прнменяемая иногда и для пружин, работающих
до 400'), и положительные результаты дала сталь опытной плавки с 0,3О/о С, 2,1'/о Сг,
1% Мо и 0,4'/о V (сталь ЭИ723). Проверка на образцах от промышленной плавки по-
казала ее пригодность для плоских пружин, работающих при 470' и даже при 500'.
Эта сталь показала также (см. Металловедение и обработка металлов, № 12, 1956,
стр. 17) высокую релаксационную стойкость при 500 — 550' и рекомендована для кре-
пежных деталей паровых турбин с высокими и сверхвысокими параметрами пара. В
последнее время разработаны стали (ЭИ612, ЭИ673, сплав ЭИ765. Т. И. Волкова, Ме-
талловеденне и обработка металлов, № 6, 1958, стр. 21) для пружин, работающих при
585 и 640 .

ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
магнитоупругий гистерезис. Поэтому потери энергии за цикл и декре-
мент затухания пропорциональны остаточной магнитострикции мате-
риала. Из рис. 326 [4461, на котором показаны области двойных и трой-
ных ферромагнитных сплавов, обладающих высокими и относительно
высокими значениями остаточной магнитострикции $ и, соответственно,
декремента затухания, видно, что последний, как правило, уменьшается
при легировании сплава хромом. Однако двойной сплав железа с -12%
Сг обладает сравнительно высоким декрементом затухания (о других
сплавах на рис. 326 см. стр. 575). Максимум способности к затуханию
наблюдается и у с т а л и при содержании в ней около 12% Сг, как мож-
Ф — ~
Ю 60 ~0 Д9
l Ге
1
i _#_%Cr
б0 Ю Л~
С0
%&
/е
Кд &l ;0
KFe
%Д"
бО Ю ГО Nc
%Cu
Рис. 326. Способность гасить колебания у чистых двойных и тройных ферро-
магнитных сплавов железа, кобальта, никеля и хрома
но видеть из рис. 327 [478], где это свойство выражено «удельной способ-
ностью к затуханию», представляющей собой отношение энергии, поте-
рянной за цикл, к максимальной энергии за период. С повышением ра-
бочей температуры. как видно из примера, приведенного на рис. 328
[762] для стали 1Х13, декремент затухания уменьшается, что связано с
понижением магнитострикции. Выше точки 1~юри он имеет малые зна-
чения, так как домены исчезают, и материал становится парамагнитным.
Еще задолго до войны было установлено, что сопротивление ползу-
чести 12%-ной хромистой стали при температурах выше 500' может
быть значительно увеличено введением в нее дополнительно около За~о%
или до 2% Мо. В послевоенные годы, с целью расширения температур-
ной области возможного использования ферритных-мартенситных сталей
вместо аустенитных до 550 — 600', проводились обширные исследования
дополнительного легирования 12%-ной хромистой стали разными эле-
ментами. Примеры сталей такого типа, получивших промышленное при-
менение, приведены в табл. 91 (стали 10 — 14). Из таблицы видно, что
среднее содержание углерода в этих сталях не превышает 0,15 — 0,20%.
При более высоком содержании углерода сопротивление ползучести по-
нижается. Наибольшей жаропрочностью при 600' и сроке службы до
1000 час. обладает сталь 14 (табл. 91), которая применяется для лопа-
ток и дисков газовых турбин. Однако промышленное применение таких

° ° °
В °
° ° °
Ю °
) ° ° ° ° Ф ° °
° °
в °
° °
Ю ° й
Э !
9 ° 1 °
~ ° °
1 Э
1 °
° ° °
° в °
° ° °
° ° Ю
° °
° в
° °
° °
1 °
° °
r ) в в !
° г ° е
) в j °
! ° °
1
° в r °
° Ф ° I °
° ° в ° 9 °
° °
° ° 1 ° в °
/ /
1 ° ° 1
° ° °
° ) °
° 1 ° ! °
1 ° ° в
° °
° ° 9 ° в °
в
Ю
в
r °
в 4
й ] Ю ) й Ф
° °
° е
° ~ 9 r I !
° ю ° ю
9 °
° °
° ° ! °
1 ° ° Ю
° II
° 3 ° в ° °
° r
° в ° I °
1 ° ° °
° ° ° ° ° 3 ю
° ° а
! ° в °
вЕ ° È)4 r
° ) Э
м Ф °
° s ° ° ° 9 °
1
! ° в °
° 9 ° в
4 ! 9 I I I
° 4
° ~ 1
° ° - ° ° °
° 9 ° 1 ° °
° ° ° 3 °
° ° °
Э °
е °
° ° °
в °
1 И
) °
Э °
° °
° °
° °
Э Э °
° Э
° 4 °
° ° °
Э ° Э °
° 9 °
° °
° Э
Ф °
s~ ° ° È Э °
° ° °
° °
в
ф ° В
° 1
1 ° 1
в
Э °
° в г
° °
° °
° °
° в
9 O °
Э ° 4 ° 3
° ° ° 1 ° ° ° ° °
ф °
Ю
° ° Э в
° °
° I ° ° в
° e r Э ° ° °
° ° ° ° °
1 ° I I'
I ° I eå

544
ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТНПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
честве материала для лопаток паровых турбин, работающих при 550—
600', две стали, представляющие собой указанную выше основу, допол-
нительно легиРованнУю 4% W [сталь ЭИ757) и 2о/о W (сталь ЭИ756).
Несколько более высокой жаропрочностью обладает сталь, дополнитель-
но легированная одновременно 4'/о W и 0,4/p Nb, но такая сталь имеет
почти полность|о ферритную структуру и низкую ударную вязкость.
Сталь ЭИ757 по склонности к развитию хрупкости во время длительного
нагрева также должна быть хуже, чем сталь ЭИ756.
В другом исследовании [744] рекомендуется для длительной рабо-
ты при 550 — 600' в качестве материала для лопаток паровых и газовых
турбин, дисков и др. сталь, условно названная 15Х12ВМФ (ЭИ802),
содержащая, кроме 12 — 13'/о Сг, дополнительно 0,8 — 0,9'/, W, около
0;5o/, Мо и 0,2'/о V. Более низкими свойствами обладает сталь, назван-
Рис. 329. Влияние титана, ниооия и
вольфрама на сопротивление ползу-
чести стали с 0,10 — 0,15'/о С, 10—
12о/о Cr, 0 6 — 0 8о/о Мо, 0,2 — 0 3% V
при 600'
ная 15Х12МФ, в которую вводится 0,6'/, Мо и 0,2'/о V. Она поэтому
предназначена для службы при более низких температурах, чем первая.
Высокохромистым сталям присущи н е к о т о р ы е о т р и ц а т е л b-
н ы е о с о б е H н о с т и. Одна из них заключается в том, что стали, яв-
ляющиеся по содержанию в них хрома и углерода ферритными, имеют
чрезвычайно крупное первичное зерно и обладают сильной склонностью
к укрупнению зерна в процессе их эксплуатации при температурах выше
температуры рекристаллизации, причем полученное в них крупное зер-
но не может быть измельчено термической обработкой. Крупное первич-
ное зерно часто наблюдается и у полуферритных высокохромисты~
сталей.
Эффективное измельчение зерна слитка или отливок из таких ста-
лей достигается при введении в них небольшого количества азота (обыч-
но из азотированного феррохрома) или титана, ниобия, кальция и не-
которых других элементов. Яобавка нескольких сотых процента
титана или ванадия не сказывается на первичной кристаллизации [103].
Введение же титана в количестве 0,35%, как показали исследования
В. Н. Свечникова и Н. С. Алферовой [458], очень сильно измельчает зер-
но в литом сплаве. Спабо влияет введение ниобия (0,5 — 2,0о/о) или тан-
тала (1.— 1,5о/о). Практически достаточный эффект достигается введе-
нием титана до содержания в стали 0,1 — 0,15P/p '1'1, еще лучше — с одно-
временной продувкой металла перед выпуском техническим азотом
или воздухом [771].
Однако различные элементы, в том числе и азот, измельчают зерно
в основном лишь тогда, когда температура разливки не слишком вы-
сока'. Это создает серьезные трудности при изготовлении из высокохро-
' В работе Свечникова и Алферовой температура разливки не указывается и, по-
видимому, не учитывалась. Поэтому возможно, что в действительности располо&gt;ке
элементов по эффективности их действия на измельчение зерна в отливке несколько
отличается от полученного ими.

BA~HEHIIIHE ОСОБЕННОСТИ ~~КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
мистых сталей фасонных отливок, так как для лучшего заполнения фор-
мы металл должен быть перегрет, тем более что сами присадки, в част-
ности наиболее эффективно действующие титан и азот, заметно ухудша-
ют жидкотекучесть [4961. По этой причине стараются вводить в высоко-
хромистые стали элементы, улучшающие их жидкотекучесть. Полезно в
этом направлении повышенное содержание кремния, увеличивающего
также жаростойкость. При этом следует иметь в виду, что кремний спо-
собствует появлению а-фазы.
Что касается склонности зерна к росту в высокохромистой стали
при высоких рабочих температурах, то по исследованиям автора и
Ю. M. Марголина [103] она значительно уменьшается уже при введении
в сталь нескольких сотых процента ванадия или мелкораздробленного
шамота. Так, у стали с 28 — 30% Сг и 5% А1 без добавок крупные кри-
сталлы образуются при 1100' уже при двухчасовой выдержке, а при
выдержке в 34 часа и выше весь образец состоял из 2 — Я кристаллов; у
такого же сплава с добавкой 0,05% Ч крупные кристаллы появлялись
только при выдержке 52 часа. В. Н. Свечников и Н. С. Алферова раз-
деляют изученные ими элементы [458] на три группы: 1) сильно тормо-
зящие рост зерна (в стали с 28% Сг): ниобий, тантал, титан и азот;
2) тормозящие рост зерна только при температурах до 1100': ванадий и
молибден; 3) элементы, не влияющие на рост зерна: вольфрам, кобальт
никель', бериллий, селен и теллур. По их мнению, титан, ниобий и тан-
тал действуют наиболее сильно потому, что они образуют самостоятель-
ные устойчивые карбиды, не растворяющиеся в цементите. Азот же при
нагреве стали ниже 1200' тормозит рост зерна благодаря образованию
дисперсных нитридов, а при температурах выше 1200 — из-за появле-
ния значительного количества z-фазы. В Англии с целью уменьшения
роста зерна в последние годы используется присадка окислов редкозе-
мельных элементов [7721.
Вторым отрицательным свойством высокохромистых сталей являет-
ся высокая критическая температура хрупкости, обусловливающая
низкую ударную вязкость при комнатной тем~пературе. Ударная вязкость
у этих сталей при нормальном для них содержании 0,15 — 0,20% С pesKo
падает, начиная с 18 — 20% Сг, что обычно объясняют ферритной струк-
турой и крупным зерном. Существенное повышенее ударной вязкости у
сталей обычной выплавки достигается при введении в них около 0,15% N.
Исследования последних лет, однако, показали [8381, что значительно
больший эффект дает выплавка в вакууме. Как видно из рис. 330 [8511,
у сталей„выплавленных в вакууме, критическая температура хрупкости
понижается от — 65' при 12% Сг до — 130' при 25% Cr (рис. 330, а) . Ра-
бота удара при комнатной температуре имеет максимум при 26% Cr, но
сохраняет еще высокие значения до 35% Сг (рис. 330, б). Для сравне-
ния укажем, что у стали с 25% Cr обычной выплавки работа удара со-
ставляет около 5 фута-фунтов &l ; 1 кгмlс а . Некоторые,исследова
ли объясняют понижение температуры хрупкости уменьшением содержа-
ния углерода и азота, а повышение абсолютных значений ударной вяз-
кости — уменьшением содержания кислорода (окислов). По данным ав-
торов [8511, для получения свойств, показанных на рис. 330, сумма угле-
рода и азота в стали с 25% Сг должна быть не выше 0„035%, а в стали
с 18'/о Сг — не выше 0,055%. Интересно отметить, что у сталей, выллав-
' Имеются, однако, данные (Д. А. Одесский и В. М. Воздвиженский.
Иеталловедение и обработка металлов, № 9, 1957, стр. 42), что введение до 2'/о Ni
одновременно с 0,2 N в сталь Х28 препят~ствуе~ риту зерна,и способствует получению
благоприятной структуры сварного соединения.

546
ленных в вакууме, зерно в несколько раз крупнее, чем у промышленных
сталей. Это еще раз подтверждает, что низкопрочные фазы, образуемые
в граничном слое зерна вредными примесями, гораздо сильнее влияют на
хладноломкость стали, чем само крупное зерно. Но у стали обычной вы-
плавки крупное зерно сказывается, разумеется, отрицательно.
Поэтому всякий фактор, способствующий укрупнению зерна, у вы-
сокохромистых сталей должен быть особенно тщательно предотвращен.
К числу таких факторов относится прежде всего слишком высокая тем-
пература нагрева для прокатки (выше 1100') и температура конца про-
катки (выше 850') (см. 854]. Так, у толстых листов из высокохромистых
д
ХО 0 -38' Ю0 ЮО -МО 0
1емперащура испытация, С
С
&l ;0 20 УР &l ;0
а., к
рис. 330. Влияние хрома на критическую температуру хрупкости (а)
и ударную вязкость при 20' (б) Z сплавов Fe-Сг, выплавленных
вщсууме
/
сталей удается получить сравнительно мелкое зерно (баллы 4 — 5), удли-
нение больше 20% (у сталей Х25Т и Х28) и ударную вязкость больше
3 max/см2 (у стали Х25Т), если прокатку слябов вести в интервале от
980 — 1000' до 720 — 800' С, охлаждением листов на воздухе, ~еред закал-
кой,подвергать л~исгы высокому отпуску в стопе при 760 — 780' в течение
12 — 16 час., а затем полистной закалке в Воде с той же температуры '.
Третий серьезный недостаток, присущий высокохромистым сталям,.
содержащим больше 15о/о Сг, а также жаростойким сплавам Fe-Cr-А1,
заключается в том, что если они находились длительное время при 400—
550, то после охлаждения до комнатной температуры они становятся
чрезвычайно хрупкими: их ударная вязкость и пластичность падают по-
чти до нуля. У стали с 27о/р Сг хрупкость развивается уже после часовой.
выдержки при 475', а после 50-часовой выдержки она становится ~полно-
стью хрупкой. Это явление, называемое в американской литературе 475-
градусной хрупкостью, не связано с тепловой и отпускной хрупкостью,
так как оно сопровождается иным~и изменениями ряда свойств стали.
Твердость (и предел прочности) стали медленно возрастает и после вы.
держки в несколько тысяч часов может стать вдвое выше, чем в исход-
1
' А. А. Б а б а к о в, Т. А. )К а д а н, В. А. Д а н и л и н, С. Ф. Б а к у м а, К. И. А н-
типов, М. Н. Кулькова и С. 3. Купряшкина. Сталь, № 6, 1957, стр. 555.
N0
80
@~ и
л
&l
20
,ф
~Ъ
ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ 7КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
547
ном состоянии. Значительно изменяются удельное электросопротивление,
коэрцитивная сила, магнитное насыщение, удельный вес. Сталь в хруп-
ком состоянии быстрее травится и в несколько раз быстрее корродирует,
чем нормальная того же состава. Процесс, вызывающий 475-градусную
хрупкость, полностью обратим: ~все свойства стали восстанавливаются
после нагрева в течение 1 часа при 600 — 650' с последующим быстрым
охлаждением. Есл~и сталь работает при температурах выше 650', то, что-
бы предотвратить ее «охрупчивание» при медленном прохождении ин-
тервала 400 вЂ 5' во время периодических охлаждений, последн1ие сле-
дует проводить с повышенной скоростью.
Дополнительное легирование сплавов железо-хром другими элемен-
тами, например углеродом, кремнием, титаном, ниобием и др., не ослаб-
ляет процесса, вызывающего хрупкость в этих сплавах. Элементы, обра-
зующие стойкие карбиды или нитриды, даже несколько усиливают это
явление, по-видимому, потому, что при этом в твердом растворе содер-
жится больше хрома. Только никель и особенно марганец оказывают не-
которое положительное влияние. Так, при введении в сталь -Зо/о Мп про-
цесс замедляется, и количество хрома, ниже которого описываемое яв-
ление не наблюдается„увеличивается с - 15'/р до - 17О/р.
По-видимому, 475-градусной хрупкостью объясняется и наблюдав-
шееся Н. С. Алферовой [855] падение ударной вязкости (а у стали с
27'/р Сг — и пластичности), сопровождающееся повышением предела
прочности, у сталей с 17О/О Сг и 27О/О Сг после холодной пластической
деформации и последующей закалки с 500'. Дополнительное легирова-
ние 27О/р-ной хромистой стали титаном или ниобием не устраняло паде-
ния ее ударной вязкости после указанной обработки.
Природа 475-градусной хрупкости, несмотря на многочисленные ис-
следования [~см., например, 745], еще не выяснена. Ха~рактер изменения
свойств стали, сопровождающего это явлевие, свидетельствует, по-види-
мому, о выделении какой-то фазы из твердого раствора. Но состав этой
фазы не установлен. Некоторые исследователи считают ее б-фазой. Это-
му противоречит, однако, характер изменения ряда физических свойств
стали, в частности увеличение магнитного насыщения после выдержки
при 475'. Легирующие элементы, особенно марганец и никель, также вли-
яют на 475-градусную хрупкость иначе, чем на образование о-фазы. На-
конец, наклеп, сильно ускоряющий образование &lt;-фа ы, на разви
хрупкости при 475' оказывает более слабое влияние. Большинство иссле-
дователей приходит к заключению, что выделяющаяся субмикроскопи-,
ческая фаза представляет собой богатый хромом твердый раствор, воз-
можно упорядоченный. Высказывалось также предположение, что она
имеет сос гав Fe&gt; r В сил но наклепан ой ст л с 27 /, Сг по ле выд
жки при 475' наблюдалась и &lt;-фа а, сосуществую а с фа ой неизве
ного состава.
Другой вид хрупкости, возникающей в высокохромистых сталях в
случае длительного нагрева их в интервале температур 600 вЂ 8', дей-
ствительно связан с образованием ~-фазы. Подробнее о ~-фазе будетска-
зано при рассмотрении аустенитных жаропрочных сталей (стр. 560).
Важное для практики и интересное явление было обнаружено в
12'/р-ной хромистой нержавеющей стали типа 2Х13. Как уже указыва-
лось (ом. рис. 327), эта сталь обла~дает высоким декрементом затухания.
Однако в результате длительной эксплуатации, а именно в течение
12000 час. при температуре около 150' (для девятой ступени„на которой
было обнаружено явление), декремент затухания резко падает, что при-
водит к разрушению лопаток. После нагрева при 650 — 680' с последую-

548
ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
щим охлаждением на воздухе декремент затухания повышался - на 50o/,
.при напряжении 1265 кгlмм2, а при на~пряжении 25,3 кг/мм' повышение
его доходило до 130'/р [4601. Авторы объясняют это явление тем, что в
процессе циклического воздействия на материал лопатки происходит
упрочнение в отдельных зернах. Степень этого упрочнения увеличивает-
ся с увеличением количества циклов, а рабочая температура около 150'
способствовала дальнейшему упрочнению в результате механического
старения. Дополнительной пречиной падения декремента затухания, по
мнению а~второв, могло быть дисперсионное твердение за счет выделения
высокодисперсных частиц ~-фазы, что, однако, при 150', даже в случае
эксплуатации в течение 12000 час., в стали с 12'Р/р Cr мало вероятно. gpo-
ме того, в исследованных авторами лопатках ударная вязкость была
больше 7 кгм/см' при a ) 50 кгlмм2, ap & t; 70 кг/м 2 &gt; 1 '/ Ч" &g
Это явлен~ие требует дальнейшего изучения.
Широкое распространение во всех странах в качестве жаростойких
.и теплоустойчивых получили си л ь х р о м ы „т. е. стали, легированные
хромом и кремнием. В свое время в Советском Союзе были рекомендо-
ваны также стали, легированные хромом, кремнием и алюмин~ием (си-
хромали), применяющиеся главным образом в Германии. Однако сихро-
мали, имея сложный состав, при сравнительно высокой жаростойкости
обладают низюи~м сопротивлением ползучести. Это относится и к хромо-
алюминиевым сталям, применяющимся поэтому главным образом в ка-
честве жаростойких сплавов высокого сопротивления для нагреватель-
ных элементов. В настоящее время в Советском Союзе из сихромалей не-
которое применение в качестве жаростойкой до 900 при пониженной на-
грузке имеет главным образом сталь X12IOC с 1,2 — 2,0Р/р Si и 1,0 — 1,8'/р
Al. Применяется также полуферритная сталь с 0,06 — 0,1Р/р С, 6Р/р Cr,
1,5'/р Si и 0,9Р/р Al.
В исследованиях поаледнего времени было, однако, показано [763],
"что жаропрочносчь хромоалюминиевой стали с 25Р/, Cr и 5'/, Аl может
быть сильно повышена дополнительным легированием танталом при со-
хранении ее очень высокой жаростойкости. Так, введение в такую сталь
5Р/р Та повышает 100-часовой предел длительной прочности при 1200' с
6,7 до 2,2 кг/мм', а введение 10'/р Та — до - 4 кг/мм'. Замена 5'/р тантала
ниобием понижала длительную прочность до-2 кг/мм', носопротивле-
ние ползучести сохранялось то же. Легирование другими элементами од-
новременно с танталом не давало эффекта.
Интересные перспективы промышленного использования их в каче-
стве жаропрочных прк температурах до 650 — 700' в последнее время об-
наружились у сплавов железо-алюминий [764], пластичность которых
может быть резко повышена путем выплавки в вакууме за счет сильного
понижения содержания кислорода. У таких сплавов падение пластично-
сти начинается только при - ОР/p Al, тогда как у сплавов обычной вы-
плавки она падает уже |начиная с 2 — ЗР/p Al. У вакуумных сплавов с 10'/р
Al относительное удлинение составляет еще рколо 35'/р. Сплав с 8Р/p Al,
дополнительно легированный ЗР/р Ti, по значению 100-часового предела
длительной прочности до 675' лишь несколько уступал аустенитной стали
18-8, а сплав с 14'/, Al и 3'/p Ti превосходил ее. Молибден в этих сплавах
менее эффективен, чем в других, и по и~меющимся сообщениям [7661 сплав
.железа с 16р/р Al и 3,3'/р Мо, выплавленный в вакууме, применяется (под
названием «терменоль») в качестве жаростойкого при температурах
до 1260'. Преимущество сплавов железо-алюминий перед сталью, леги-
рованной никелем, заключается и в их большей стойкости против воздей-
ствия сред, содержащих серу. Сообщается также [7641 об успешной ра-

BA~HEHIIIHE OCOBEHHQGTH 7КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
549
боте эткх сплавов в течение 500 час. в цементационных и нитроцемента-
ционных печах.
В с и л ь х р о м а х содержание хрома колеблется обычно в пределах
от 6 до 10 — 13'/р. Что касается кремния, основная цель введения которо-
го заключается в повышении жаростойкости стали, то наибольшее коли-
чество его должно быть таким, чтобы сталь сохранила перлитную струк-
туру и способность упрочняться путем закалки и отпуска. С этой же
целью содержание углерода в сильхромах (кроме стали Х6СМ, не под-
вергающейся закалке и отпуску) колеблется в пределах от 0,35 до 0,5—
0,6О/О, иногда даже,до 1'/О. Роль хрома в повышении кратковременной
прочности особенно сказывается при температурах выше 500 14621.
Яля повышения теплоустойчивости в некоторые сильхромы вводится
молибден в кол~ичестве 0,5 — 0,8'/р. Положительно влияет в этом каправ-
лении кобальт в количестве около 2О/о. Однако введение кобальта для
этой цели себя не оправдывает. В Советском Союзе применяются (ГОСТ
5632 — 51) сильхромы Х6С, Х6СМ, Х7СМ, Х9С2 и Х10С2М.,Две последние
стали, применяются главным образом для выпускных клапанов двигате-
лей внутреннего сгорания, работающих при температурах до 750 — 800'.
Для длительной работы при 550 — 600' сталь Х10С2 не пригодна вследст-
вие резкого снижения ударной вязкости. Ее сопротивление ползучвсти
и длительная прочность также сильно понижаются при температурах
выше 500'. Благодаря высокой релаксационной стойкости лри 450' ее
можно прменять для крепежных деталей, работающих при этой темпе-
ратуре [см. 736].
Б. АУСТЕН ИТНЫ Е ЯАРОУПОР НЫЕ СТАЛ И
Основа и дополнительное легирова~ие
Как было показано на стр. 511, аустенитные стали обладают бо-
лее высокой жаропрочностью, чем стали с ферритной основой. Однако
многие аустенитные стали нельзя использовать в качестве жароупорных
из-за того, что другие их свойства не отвечают требованиям. Так, чисто-
никелевый аустенит обладает малой жаростойкостью; чистомарганцовис-
тый аустенит — низкой жаростойкостью и коррозионной стойкостью,
плохой обрабатываемостью режущими инструментами и т. п. Основным
легирующим элементом, сообщающим, в зависимости от его количества,
повышенную или высокую жаростойкость, и в аустенитных сталях явля-
ется хром, влияние которого показано в качестве примера на рис. 331
14651. Поэтому все жароупорные ч-сплавы содержат то или иное коли-
чество хрома.
Таким образом, аустенитная основа железных сплавов должна со-
держать хром в количестве тем большем„чем выше главным образом
требуемая от сплава жаростойкость, и никель или (и) марганец. С уве-
личением количества никеля, как установлено рядом исследований, крат-
ковременная прочность повышается; сопротивление же ползучести, начи-
ная с некоторого содержания никеля, остается практически постоянным.
Так, из рис. 332, а [579] видно, что условный предел ползучести при 600
и 700' у стали с 20'/р Сг сильно возрастает примерно до 10О/o Ni,, т. е. до
о~бразован~ия аустенитной структуры, а затем кривая идет горизонтально.
Хром при 15/o Ni (рис. 332, б) оказывает более сильное влияние на пол-
зучесть, чем никель, но после 15 — 16'о/, также влияет слабо. Следует, од-
нако, заметить, что ~в сочетании с другими элементами роль никеля мо-
жет усилиться. Кроме того, целесообразность повышения содержания
никеля может быть обусловлена его влиянием на другие свойства стали.
Этот вопрос требует, следовательно, дальнейшего изучения.

550
ЛБГИРОВАНИЕ )КАРОУПОРНОЯ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
Количество никеля, необходимое для получения аустенитной струк-
туры, зависит от содержания в стали хрома и дополнительных легирую-
щих элементов, вводимых в нее с целью повышения жаропрочности или
жаростойкости. Хром при содержании его в стали до 16 — 17'/в в сочета-
нии с никелем, в отличие от его обычного ферритизирующего действия,
сильно способствует получению аустенитной структуры, что, по нашим
предположениям, является результатом сложного межатомного взаимо-
действия, возможный характер которого был изложен на стр. 38 и 80.
Прк более высоком содержании хром препятствует получению аустенит-
8
а
6
I/
2
0
/О 7g ЯР ЮХР бР 70 Ю %йй
ф~ Ф~
б
qi ~ъ
~~~ф ~ ф
М~
2
р
д
УЮ0 Ю00 бЮО
7Емп~рцаура, '2
.5 Ю
/Х Ю Я
Сг, %
Рис. 331. Влияние хрома на жа-
ростойкость аустенитной стали с
14% Cr, 14% Ni и 2% W
Рис. 332. Влияние никеля при 20% Cr
(а) и хрома при 15'/о Ni (б} на сопро-
тивление ползучести хромбникелевой
аустенитной стали
ной структуры. Это иллюстрируется структурной диаграммой, приведен-
ной, по данным разных исследователей, на рис. 333. По оси абсцисс от-
кладывается содержание хрома и эквивалентное храму количество до-
полнительного ферритизирующего элемента, а по оси ординат — кол~иче-
ство никеля„необходимое при этом для получения аустенита без а-фазы.
В случае, иллюстрируемом рис. 333, дополнительным легирующим эле-
ментом является молибден. В качестве пр~имера на диаграмме рис. 333
показано место сталей 18-8, 16-13-3 и 16-25-6', в которых содержится
меньше 0,07'/о С.
Из рис. 333 видно также, что при прочих равных условиях количе-
ство никеля, необходимое для получения устойчивого аустенита в хро-
моникелевой стали, зависит от содержания в ней углерода. Содержание
хрома, никеля и углерода связано между собой эмпирической зависи-
мостью [466]
Cr — 16С
1.
из которой следует, например, что при 26'% Сг и 0,3% С минимальное
количество никеля составляет 12,5%, а при 0,45% С оно равно 11'%.
' При такой системе обозначений первая цифра означает содержание в стали
хрома; вторая — содержание никеля; третья — содержание молибдена, в процентах.

551
ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ 7КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
В том же направлении, что и углерод, влияет азот. Так, на~пример,
исследования А. М. Самарина и др. [470],показьгвают, что в стали, содер-
жащей 25% Сг, количество никеля, необходимое для получения аусте-
нитной структуры, при нормальном содержании азота составляет около
18%, а при введении в сталь 0,,2 — 0,25% азота — ToJIbKp 130/р. Возмож-
ность замены части никеля азотом установлена также в ряде зарубе~к-
ных и других советских исследований и подтверждается производствен-
ными данными. Пластичность стали прои длительном испытании растя-
жением, как показано в исследованиях ~последних лет, азот пoни~кает Не
20
~е
~ ур
Рис. 333. Структурная диаграмма для х~ромоникелевых
сталей
больше, чем углерод. Поэтому в некоторые аустенитные жароупорные
стали вводится около 0,15О~О N. При малом содержании в стали углерода
иногда его влияаие считают эквивалентным азоту и изменение того или
иного свойства стали рассматривают в зависимости от суммарного ко-
личества обоих элементов.
Многочисленные исследования возможности замены никеля в аусте-
нитной основе марганцем показали, что по крайней мере в том случае,
когда к стали пр~исаживаются дополнительно другие элементы, хромо-
никелевая и хромомарганцевая основы приблизительно равноценны. Ис-
следования А. М. Борздыки [4641 и некоторых зарубежных авторов пока-
зывают, что хромомарганцевый аустенит обладает большей жаропроч-
ностью, чем хромоникелевый, и только двухфазная хромомарганцевая
сталь, содержащая более 20 — 25% ~-фазы, уступает по жаропрочности
однофазной хромоникелевой. Преимущество хромомарганцевого аусте-
нита выявляется сильнее после закалки с температуры выше 1000—
1100'.
Марганец, как и никель, сверх количества его, необходимого для по-

552
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
лучения в стали аустенитной структуры, оказывает слабое влияние нв
сопротивление ~ползучести. Минимальное количество марганца, при ко-
тором легированная хромом сталь приобретает аустенитную структуру,
сильно зависит от содержания в ней углерода. При очень малом количе-
стве углерода в стали, содержащей больше 15% Сг, как видно из диаг-
раммы состояяий, приведенной ниже на рис. 346, б, однофазную аусте-
нитную структуру невозмонсно получить при любом содержании мар-
ганца. При 0,3 — О,4% С и 18% Сг для этого необходимо ввести в сталь
больше 12% Мп. Азот в хромомарганцевой стали, как и в хромоникеле-
вой, влияет в том же направлении, что углерод. При введении азота
в количестве больше 0,3'% однофазная аустенитная структура, устойчи-
вая вплоть до 1250', у хро~момар-
У/. ЛЙ g% УБ 7% Ф б%И! ганцевой стали может быть полу-
15 1%Ю чена пои содержании в ней 17%
У Cr, а при введении больше
0,5% N — и у стали с 16 — 17%
1Я Сг, 13 — 14% Мп и 2,0 — 2,5% Мо
1ом. 873, 765].
Получение аустенита облег-
чается при частичной замене
1Р 1%АФ =//% Уп
никеля марганцем. Количество
марганца, необходимое для сооб-
У щения устойчивой аустенитной
структуры стали, легированной
г ю ю 'одновременно хромом и никелем,
nIunu+an~noe uonuweemA'nen.In'~~~~"'"~~ может быть взято из структурной
вутеицва. ~' ~диаграммы, приведенной на рис.
Рис. 334. Структурная диаграмма для 334 (4661. Так, например, при
хромомаргаииеиоиикелеаых сталей 8% NI и 12% Сг минимальное
количество марганца, при кото-
ром сталь обладает аустенитной структурой, составляет 5%, а при 15%
Сг — 4%. Количество марганца, эквивалентное 1 % Ni, как показано на
диаграмме, при низком содержании хрома меньше.
Пр~и данном содержании марганца количество никеля, необходимое
для получения аустенитной структуры, значительно уменьшается, а при
данном содержании марганца и никеля аустенит может быть получен
при более высоком содержании хрома (свыше 15%), если в сталь вве-
сти азот. Это видно из приведенной на рис. 335 структурной диаграммы
17911 для хромамарганцевоникелевых сталей с 0,10 — 0,12% С и 0,08—
0,15% N, охлажденных на воздухе после нагрева в течение'15 мин. при
1075'.
Примером жароупорных сталей с хромомарганцевой аустенитной
основой вместо хромоникелевой могут служить разработанные в свое
время у нас [467] клапанные стали, содержащие 0,37 — 0,45% С, 1„4—
1,8% Si, 12 — 13% Мп, 14,5 — 15,5% Сг и 2,0 — 2,5% W или 2,5 — 3,0%
Мо, и современная сталь ЭИ481, содержащая в среднем 12,5% Сг, 8,5"о
Мп и 8% Ni, а также 1,25% Мо, 1,4% V, 0,6% Nb при 0,37% С. В Герма-
нии во время войны была предложена fcM. 469] сталь под назва~нием
«хромадур», содержащая в среднем 12,5% Сг, 18% Мп, ~' 15% V u
0,25% N. В США были разработаны [466, 8961 стали, в которых никель
частично заменен марганцем, в частности содержащие 10 — 12% Сг,
около 2% Si, 4 — 10% Ni и соответственно 12 — 2% Мп (точное количе-
ство марганца зависит от содержа~ния н~икеля в соответствии с диаграм-
мой рис. 334), а также стали, содержащие больше 15% Сг. В последнее

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ ~КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
время и за рубежом и у нас сталям с хромомарганцевоникелевой осно-
вой, содержащим свыше 15% Cr, уделяется все большее внимание (см.
также стр. 606).
Однако хромомарга~нцевый аустенит уступает хромоникелевому по
жаростойкости. Кроме того, он обладает пониженной устойчивостью и
повышенной склонностью к разветию хрупкости во время длительной
службы по сравнению с хромоникелевым. Это объясняют в значительной
степени активным участием марганца в процессе карбидообразования
при длительном нагреве [357, 362]. При повышенном содержании угле-
рода в стали активное участие марга~нца в ~процессе карбидообразованиш
17
/Р ~2 1Ф Я' Q' 20 Ы
ФП, Ро
Рис. 335. Структурная диаграмма для хромомарпанцево-
някелевых сталей с 0,1О — ~,12% С и 0,08~„15% N.
Цифрами на кривых обозначено содержание никеля, Я~
можно считать даже основной причиной этого недостатка хромомартан-
цевых и хромомарганцевоникелевых аустенитных сталей, вследствие.
чего они пригодны в основном для коротких сроков службы. В связи с
этим представляет интерес использование азота, за счет которого можно
получить аустенит в хромомарганцевой и особенно в хромомарганцево-
никелевой (с пониженным содержанием никеля) стали при содержании
в ней больше 15% Cr, что повышает жаростойкость, и относительно
низком содержании углерода, что уменьшает опасность развития хруп-
кости при длительном нагреве. В частности, в низкоуглеродистой хромо-
никельмолибденовой стали 16-25-6. с а~зотом возможно (см. стр. 567)
заменить 10% никеля 6% марганца. Правда, в сталях, содержащих азот,
развитие хрупкости при длительном нагреве усиливается за счет выде-
ления карбонитридных фаз, Но при большой длительяости нагрева от-
рицательное влияние азота уменьшается (см. рис. 339, б).
Основное применение пока еще имеют стали с хромоникелевым ау-
стенитом, иногда бев дополнительного легирования, но большей частью
с дополнительными легирующими элементами. С целью повышения
жаропрочности в них обычно вводят дополнительно молибден, вольф-
рам, ниобий, титан, кобальт, бор. Титан и ниобий одновременно предот-
вращают или ослабляют межкристаллитную коррозию. Из элементов,
которые могут дополнительно повысить жаростойкость, практически

легиРОВАние жАРОупОРнОЙ и теплОустОичиВОЙ стАли
используется кремний, так как алюминий несколько понижает сопро-
тивление ползучести и менее удобен с металлургической точки зрения.
VpeMHHH повышает также дина~мическую твердость аустенитной стали,
как при комнатной температуре, так и при температурах до -900'. Это
делает его особо эффективной присадкой в сталях типа клапанных. Но
алюминий иногда вводят в комбинации с титаном (см. табл. 94), чтобы
усилить склонность стали к дисперсионному твердению за счет слож-
ной а'-фазы. Наконец, для улучшения технологических свойств, глав-
ным образом деформируемости в горячем состоянии, в аустенитные ста-
ли, кроме повышенного количества марганца, в последние годы начиня-
ют вводить малые добавки редкоземельных элементов в виде сложных
лигатур или окислов.
При дополнительном легировании жароупорных аустенитных ста-
лей, как и сплавов на других основах, особенно с целью повышенич
их жаропрочности, в последние годы все чаще соблюдается обоснован-
ный выше принцип введения нескольких элементов одновременно в
сравнительно небольших количествах.
Содержание углерода в жароупорных аустенитных сталях обычно
определяется способом изготовления из них изделий. В деформируемых
сталях содержание углерода нормально не превышает 0,2%, в литей-
ных сталях колеблется в пределах 0,3 — 0,45%. Лишь в тех случаях, ког-
да в деформируемой стали используется принцип упрочнения за счет
дисперсионного твердения карбидной фазой, содержание углерода так-
же ловышается до 0,4 — 0,45%. О влия-
нии углерода на жаропрочность и жа-
ростойкость было сказано выше.
0О
0,~2
0~D
° ~
РОД
w 00
ф ДНУ
Важнейшие недостатки аустенитных
жароупорных сталей
Рис. 336. Изменение теплопроводно-
сти разных сталей с температурой
Аустенитные стали, обладая более
высокой жаропрочностью, чем перлит-
ные и ферритно-мартенситные, в то же
время имеют и ряд недостатков. К чи-
слу последних относятся их низкая
теплопроводность и большой коэффи-
циент теплового расширения. Однако
теплопроводность аустенитных сталей,
как видно из рис. 336 [см. 7341, с повы-
шением температуры увеличивается,
на ~~~~ юи TaK zTo пр" рабочих Tåìïåðà~óðàõ
7емлература, C различие в теплопроводности аустенит-
ных и перлитных сталей в большей или
меньшей степени сглаживается.
Высоконикелевые аустенитные ста-
ли обладают низкой стойкостью в сре-
дах, содержащих сернистые газы, особенно в виде сероводорода. Этот
недостаток присущ не аустенитным сталям вообще, а является специфи-
ческим для никелевого аустенита, что, как уже указывалось, объясняет-
ся, по-видимому, образованием низкоплавкой эвтектики. Стали с хромо-
марганцевой аустенитной основой сво6од~ны от этого недостатка.
Длительный нагрев закаленных с высокой температуры аустенитных
сталей в интервале 550 — 800', а иногда и выше, приводит к выпадению
из твердого раствора различных фаз, что может вызвать сильное пони-
жение пластичности и ударной вязкости стали, сопровождающееся

° ° °
а ° ° ° ° °
° ° в
° ° ° ° °
° в ° 1 ' 1 ° в °
° °
й 1 й
г Il r °
° б °
4 ° °
11 °
б в в ° 1 °
rI ° I ° °
й Э
° 1 r
й ° ° 9 ° й й
9 в
1 °
Э ° °
) ° °
й ю ° ° б ° й I
) °
й °
O" ° ° ) й й й
) I ° 9 ° ) ° ° °
1 ° ) ° ° °
Э й ° й
° в в ° °
° ) 9
9 )
й 9
9 ° ) ° j ° ° °
° 4 °
° °
° °
° °
Ф ° Э Ф Э ° в ° б
° ° Э ° ) °
° Э Ф )
° Э
е °
° °
° °
й й °
I °
° й
й
) Э
° ° й
° ° в °
Э °
° ° °
° ) б °
Ю
° й
Э ° ) ° в
° ° в ) °
/ / / /
Ф / ° / / // / Ф
Э ! ° J ° Э °
° °
° ° !
° °
° I
° °
° °
° ° i r
° ! Э
Э °
Э
° °
!
й
° ° ) °
° ) 9
) r ° ° в °
° I 9
° °
° °
ю I в r
r °
° в °
° ° )
° А
° й °
~9 ° )Oj j r j
° 4
° й
° °
I ° )
° й
й
° Э r б в r
й
II
Ф
° ° ° °
9 °
в r °
Э ° в °
9 r
° °
° ° °
° й
° ° й
° ) °
° °
° ° ° °
° й
° ю
) ~ Э °
° б
° °
° ) ° °
ф й
° Ф Э ° °
Ю
) °
° °
° ' ° ° 9 ° °
1 I I'
в r ° °
б °
° в
11'
° 1 ° ) ° в
Ю
й °
) в ° ) й й
° ° ° б °
9 ° °
й °
° °
й
Ю
) 9
° ° °
й й ° ° б
) б
° °
1 °
) ° °
й 9
й й
° в
° ° )
ф ° й й
Ф
° й
° й
° °
° °
ф й й
° в Э °
° ° °
9 °
Я ° °
Ю
° °
° й
Ю
, 1ЫИ ЫИИ ИШ1И
,' 1ИИИИЫИЙ: 11И
, '1ИЫИЫИЙИ . ЭИ
-=mean
ЫИИИИИ
ЙЙЕИЮ 11ИИИ11
, 1И ИИИИЙВИЙ
1 ИИЫИЙИИ~66
,", 1ИИИИЫИИИИЫИ
', 1ИИИИЫИИИЫ11И
, 1ИИИИЫИИИИИ11 '
° g~gype~ й~ц

556
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЯЧИВОЯ СТАЛИ
рование кремнием сильно уменьшает склонность к науглероживанию
[cM. 4И.
В стали, содержащей повышенное количество азота, при нагреве
выше 550' выделяются также карбонитридные фазы, что приводит к
дополнительному усилению хрупкости. В качестве примера на рис. 339'
18251 показано понижение ударной вязкости в зависимости от темпера-
Ю
туры нагрева после закалки с 1200' у хромони-
кельмолибденовой стали 16-25-6 без азота н
с - 0,15% N. В этой стали выделяется карбо-
нитридная фаза, которая при температуре ни-
же 700' и после небольшой выдержки (5 час.)
д~ при 700 — 800' имеет состав (Cr, Fe, Мо, Ni)».
(С, Ы)б, а после продолжительной выдержки
при 700 — 800' перестраивается в более слож-
ную фазу (Fe, Ni)2 (Мо, Сг)4 (С, N) [858]. По
данным работы [8251, в стали 16-25-6 с азотом,
в зависимости от температуры и длительности
Рис. 338. Понижение
ударной вязкости стали НаГрЕВа, КРОМЕ Ка~рбОНИтрИдкой фаЗЫ, ВЫдЕЛя-
Х14Н14В2М в зависимо- ются металлическое соединение Ре2МО и фаза,
"лубкаы немев- условно обозн~аченная у&g ;, кото ая им ет пери
решетии, близкий к периоду решетки аустени-
а — образцы без надреза'.
б — образцы с надрезом та, И МОЖЕТ СОДЕржатЬ В раСтВОрЕ ОКОЛО'
10% МО, 14% Сг, 20% Ni и 35% Fe. В такой
же стали без азота, кроме фаз 11 и 1.'езМО, выделяются двойной карбид
Fe МО„С и карбид хрома СгззСа. Из рис. 339 видно, что с повышением
температуры нагрева до 750 — 800' процесс выделения карбонитридной
фазы ускоряется (рис. 339, а). Это относится также к выделению карби-
дов (сталь без азота). Сопоставление рис. 339, а и б показывает, что при
д
1
б
%
Ч
~Ъ
0
0p' Од /2 lб gg
Гпу5оиа слоя, ии
,„Ж
О ~Я ОХ
~1
00 - 2Х
Ь
УЮ ~ 20
8
уи &g
ъ
у ~~ Ф~ я
0 %~5 ЮО
7$ + 0 7$
фыр юл тю тя ео
w~ 1емперавура наереба, Х
Л
Ю
~~ Л
~ М
%
~Ъ,Ц
ъ~
)О
Я о
ю~~
Я~ ~~
0
~~~я ИИ жв лю гм
~~ Температура вагреба, С
"ъ а
Рис. 339. Влияние нагрева после закалки с 1200' на ~изменение ударной
вязкости и твердости стали 16-25-6 без азота (2) и с 0,15'lо азота {1):
д — продолжительность нагрева 5 час.; б — продолжительность нагрева 1000 час.
большой длительности нагрева ударная вязкость сильно падает уже прк
более низкой температуре, а влияние азота становится меньше, что,
по-видимому, объя~сняется,изменением не только количества, но и соста-
ва выделяющихся фаз.
Если аустенитная сталь легирована дополнительными элементами.
то хрупкость при длительном нагреве может развиться и вследствие

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ 7КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
557
Табл и ца 92
Влияние молибдена и ниобия на ударную вязкость (при комнатной н высокой темпера-
туре) стали с основой 16Я Сг и 13ОЯ~ Ni после закалки с 1100' и после нагрева
в течение 1000 час. при 700'
.Химический состав
еу
а, кгм/смй
Уменьшение а
после 1000 час. при
700©, й/ от исходной
закалкай с )) 00 1000 час. при
700
Номер
стали
Температ ура испытания, С
Nb
Мо
700
20
700
700
20
20
1 Выдержка 30 мин., охлаждение в воде.
* Охлаждение на воздухе.
У стали с недостаточно устойчивой аустенитной структурой при
длительном нагреве выше 550' может образоваться а-фаза, наличие ко-
торой в структуре понижает особенно сильно характеристики жаро-
прочности стали (см. рис. 312). В такой стали выделение карбидов хро-
ма облегчает образование а-фазы. Яействительно, из диаграммы рис.
333 видно, что с уменьшением количества хрома в твердом растворе
при содержании его ниже 16 — 17% уменьшается устойчивость аустени-
та. Выделение же карбидов хрома приводит к обеднению твердого раст-
выделения из твердого раствора металлических соединений. Пример
приведен в табл. 92 l8231, относящейся к стали, имеющей сравнительно
устойчивую аустенитную основу. В сталях 6 — 9 увеличение содержа-
ния ниобия сверх количества его, необходимого для связывания угле-
рода в карбидах (отношение Nb: С до 40), приводит к сильному пони-
жению ударной вязкости и в закаленном состоянии, что объясняется
неполным растворением карбидов ниобия и соединения Fe&gt; b&g
температуре закалки. Нагрев закаленных сталей при 700' дополнитель-
но понижает ударную вязкость за счет выделения карбидов ниобия и
фазы Fe&gt; b& t; из рас вора. Важ о пр этом отм тит , что у арна
кость понижается не только при комнатной температуре, но и при 700',
т. е. при возможной рабочей температуре, хотя и слабее, чем при 20'.
Выделение фазы FeqNbq вызывает заметное ухудшение жаропрочности,
что, по-видимому, объясняется большой склонностью этой фазы к коа-
гуляции. Если сталь содержит титан в количестве больше необходимого
для связывания углерода, то ударная вязкость стали после длительно-
го нагрева сильно понижается за счет выделения фазы Fe&gt Ti 182

558
вора вокруг них хромом, что и облегчает образование а-фазы. Следо-
вательно, вероятность образования а-фазы должна увеличиваться с по-
вышением в стали содержания углерода, связанного в карбидах хрома.
Это подтверждается приведенным на нижнем графике рис. 337 измене-
нием магнитного насыщения с продолжительностью нагрева при 650',
а также показанным на рис. 340 499] изменением магнитной проницае-
мости с напряженностью поля у хромоникелевой стали типа 18-8 с раз-
f~Î
фО
р0
)05
~Ю ' ЮО лЮ
Н, ~рстгЬг
108 РЮ,УЮ
6', zpzmegut
Ю
~Ю М0 _#_0
Н, яр~уорфу
С
l,0$
Д0
~00 ЛЮ ЮР
и, apcmeAi
Г
ным содержанием углерода. Следует заметить, что под действием тер-
мических напряжений, возникающих при охлаждении в воде, разла-
гается дополнительно некоторое количество аустенита. При охлажде-
нии на воздухе с тех же температур количество tt фазы и магнитная
проницаемость стали были несколько меньше.
Из рис. 340 видно, что после нагрева при 700' магнитная прони-
цаемость стали изменяется с напряженностью поля, как у всякой фер.
ромагнитной фазы, давая максимум, абсолютная величина которого
тем больше, чем выше содержание в стали углерода. Еще большее ко-
личество карбидов выделяется при 800', но при этом начинает сказы-
ваться и обратное их растворение. Поэтому после нагрева при 800' у ста-
ли, содержащей 0,16% С, магнитная проницаемость мала и слабо зави-
fP
12
~б
уу
12
lg
g
sp
Р0
~~ Я5
w ф
Р0
ф5
% я)
ЛЕГИРОВАНИЕ )КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
l,l0
ч, /АХ
~.э /g
1/О
Р~ 1И
+ Ig
Рис. 340. Изменение магнитной проницаемости с нап-
ряженностью магнитного поля у стали типа 18-8 z раз-
ным содержанием углерода после охлаждения д воде
с различных температур:
а — 700', 5 — 800'. в — 850', г — 900 . 1 — 0,16% С; 2 — 0,22% С;
3 — 0,31% С; 4 — 0,27% С

559
ВА;Н~НЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ Я~АРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Таблица 93-
Магнитная проницаемость стали типа 18-8 с разным содержанием углерода
и титана после нагрева при 800 и 850' и охлаждения в воде
Магнитная проницаемость р., гаусс/эрстед,
при напряженности поля Ну эрстед
Химический состав, %
Т1
Ni
Cr
25
100
200
50
300
10
Нагрев и ри
1,03 1,06
1,04 1,04
1,16 1,22
5,60 6,80
Нагрев и ри
800'
1,09
1,04
1,23
8,10
850'
1,01
1,05
1,08
1,12
0,18 18,00 8,34 0,28
0,23 18,66 8,28 0,80
0,32 18,17 8,39 0,91
031 1768 8 30
1,11
1,06
1,31
11,30
1,09
1,07
1,26
1,10
1,06
1,28
18,00 8,34 0,28
18,66 8,28 0,80
18,17 8,39 0,91
17,68 8,30
0,18
0,23
0,32
0,31
1,02
1,05
1,09
1,18
1,02
1,05
1,08
1,12
1,02
1,05
1,08
1,13
1,04
1,06
1,05
1,07
1,10
Из сравнения кривых изменения магнитного насыщения и ударной
вязкости у сталей 1 и 2 на рис. 337 можно заключить, что образование
а-фазы на ударной вязкости практически не сказывается. Возможно,
что в данном случае это объясняется сравнительно благоприятными
формой и распределением частиц а-фазы. Во всяком случае выделение
а-фазы более опасно для характеристик жаропрочности, чем для пла-
СтичнОСти и вязкоСти СтаЛи.
Сильное понижение ударной вязкости стали после длительного на.
грева выше 550 — 600' может быть вызвано образованием а-фазы. В ка-
сит от напряженности ~поля, но при содержании 0,22% и 0,31% С количе-
ство свободных карбидов больше, а количество карбидов, перешедших
в раствор, остается то же, так что проницаемость возрастает сильно и
с напряженностью поля и по абсолютной величине. Повышение темпе-
ратуры нагрева до 850' приводит к увеличению количества перешедше-
го в раствор углерода, так что влияние свободных карбидов сказывает-
ся только у стали, содержащей 0,31% С. Наконец, в случае нагрева
стали при 900' концентрации основной массы, полученной за счет об-
ратного растворения карбидов, уже вполне достаточно для того, чтобы
скомпенсировать влияние свободных карбидов даже при содержании
в стали 0,31% С, вследствие чего а-фазы не получается, и магнитная
проницаемость во всех случаях мала и не меняется с напряженностью
ПОЛЯ.
Можно, следовательно, ожидать, что элемент, образующий более
стойкие карбиды, чем хром, будет уменьшать вероятность образования
а-фазы, обусловленного выделением карбидов хрома. Это подтверж-
дается данными табл. 93 (499), из которой видно, что сталь, содержащая
титан, только при самом неблагоприятном сочетании условий, а именно
при 0,32% С и нагреве при 800', имеет повышенные значения магнитной
проницаемости. При меньшем содержании углерода даже после нагрева
при 800' магнитная проницаемость весьма мала. Следует заметить, что
в случае нагрева стали до очень высоких температур (1200 — 1300') уг-
лерод будет извлекаться сильно карбидообразующим элементом из
твердого раствора, вследствие чего элемент будет, наоборот, понижать
устойчивость аустенита и способствовать образованию ц-фазы.

360
ЛЕГИРОВАНИЕ ~КАРОУПОРНОЯ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
честве примера на рис. 341 [7361 показано изменение ударной вязкости
при 20' у стали Х23Н13 в зависимости от длительности нагрева ее при
600 и 750', обусловленное главным образом склонностью этой стали к
образованию O-фазы, причем образованию 6-фазы способствует и недо-
статочная устойчивость у-фазы. Вторым примером может служить при-
веденное в табл. 92 влияние молибдена на ударную вязкость хромони-
келевой стали типа 16-13. Сильное падение ударной вязкости у сталей
1 — 5 после нагрева в течение 1000 час. при 700' объясняется в основном
тем, что молибден способствует образованию а-фазы. Отсюда также
видно, что наиболее сильно под влиянием ~-фазы падает ударная вяз-
кость при комнатной температуре. Но и непосредственно при 700' удар-
ная вязкость понижается значительно, хотя и слабее, чем при 20'. Этот
факт был установлен уже давно в исследовании Г. В. Эстулина [357].
В связи с тем, что а-фаза играет
важную роль в теплоустойчивых и
жаропроиных сталях, остановимся
на ней несколько подробней.
~ мо
~~ мо
О
В
~ 250
150
ГЮ
/.5
~е
Уд
S
0
бО
40 50
сг;%
20 80
2000 Ч000 6000 д000 ®000
Прсйлжительнсопь иагреда, ню~
Рис. 341. Изменение ударной вязко-
сти при 20' стали Х23Н13 в резуль-
тате длительного нагрева при 600 и
750
Рис. 342. Изменение твердо-
сти хромистых сталей в за-
висимости от содержания
хрома после закалки и от-
жига {образования о-фазы}:
1 — отжиг при 82ОО; 2 — закалка
с 11'
Еще в 1927 — 1931 гг. было установлено [7491, что при длительном
нагреве в интервале 500 — ИЮ' в сплавах железа с 45 — 47% Cr обра-
зуется твердая, хрупкая и немагнитная фаза, которая при нагревании
выше 950' снова исчезает. С тех пор эта фаза была обнаружена многи-
ми исследователями под разными названиями (В-фаза, а-фаза, а-фаза,
соединение FeCr), и в настоящее время принято название «&lt;-фаз ».
кое же название носят аналогичные фазы, существующие в других двой-
ных системах (Fe — V, Со — Сг, Со — V, Ni — V) и во многих тройных.
Физическая природа и кристаллическое строение &lt;-ф зы ще то но
установлены. Имеются экспериментальные данные [576], позволяющие
считать, что ~-фаза имеет тетрагональную решетку, но параметры ре-
шетки и отношение осей еще не определены. По другим данным решет-
ка а-фаза имеет параметры: а = 8,66; Ь =6,21; с = 5,18 кХ. На осно-
вании физических исследований сплава железа с 52,4'% Cr высказыва-
лось предположение [746], что перестройка кристаллической решетки и
изменение свойств при превращениик~~г является результатом пере
хода электронов от хрома в 3d-полосу железа при взаимодействии ато-
мов этих элементов. Имеются также предположения [8571, что &lt;-ф
представляют собой соединение электрон~ного типа, т. е. образование
их регулируется электронной концентрацией, которая в данном случае
примерно равна 7. Ход и положение температурной кривой ~-фазы иа

ВАЖНЕИШИЕ ОСОБЕННОСТИ ЖАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
561
Х0
&g ;0 gg 30 40 0
~г,%
' М. V. Nevitt u P. Л. В е с k. J. of Metals, ч. 7, 1955, № 5, pt. 2, р. 669.
разрезах тройной системы Fe — Ni — Cr приводит к заключению [747],
что эта фаза бертоллидного типа.
Образование &lt;-ф зы сопровождае ся выделен ем тепло ы, уве
чением объема и резким повышением твердости стали. Последнее мож-
но видеть из рис. 342 [474]. В тройных сплавах Fe-Ñr-Ni у самой а-фазы
было найдено значение твердости около 1100 кг/мм' 1747]. Образование
а-фазы сопровождается также резким возраста-
нием электросопротивления, как это видно из
рис. 343 [474]. Точка Кюри двойных и тройных
а-фаз лежит при очень низких температурах, и
при комнатной температуре они неферромагнит-
ны. Так, у а-фазы сплава железа с 46, 4% Cr точ-
ка Кюри равна — 110 '.
И~
Появление а-фазы, как уже указывалось, по-
нижает пластичность и особенно ударную вяз-
кость стали, пфчем степень этого понижения за- & t;
висит от количества а-фазы, величины ее частиц
и их расположения. Как и всякая хрупкая фаза,
она наиболее сильно увеличивает хрупкость ста-
ли в случае расположения по границам зерен.
Пластичность при высокой температуре, как пра-
вило, при этом не понижается. длительную проч-
ность заметно понижают только крупные части- гО0
цы а-фазы [583]. Сопротивление стали ползучес-
ти при кратковременном действии нагрузки под
2
влиянием а-фазы даже несколько повышается, а
при длительном действии нагрузки понижается
Ъ
[см. 748, 362]. Таким образом, наличие а-фазы
особенно нежелательно и опасно в жаропрочных
сталях, предназначенных для длительной р, 343 Hs„e„e„«
службы.
удельного электросопро-
Исследования последних лет показали, что
образование а-фазы происходит путем возник-
держания хрома после
новения зародышевых центров и последующего различной термической
их роста. Роль зародышевых центров, по-видимо- «t»&lt;
му щграют высокодисперсные частицы промежду ! — отжиг при 980', 2 — от-
о /
жиг при 820О, 3 — закалка
точнои а -фазы, с появлением которой также зна-
с 1100'
чительно понижается ударная вязкость 1583].
Поэтому в соответствии с общими законами фазовых превращений кине-
тическая кривая образования а-фазы также имеет С-образный вид. Как
видно из примера, приведенного на рис. 344 [582], с повышением содер-
жания хрома в двойных сплавах от 24 до 33% величина минимума, ха-
рактеризующая продолжительность инкубационного периода, уменьша-
ется, а положение его смещается к более высоким температурам в соот-
ветствии со смещением равновесной температуры Тр. Отсюда следует,
что чем больше продолжительность нагрева, тем при меньшем содержа-
нии хрома в стали может образоваться некоторое количество а-фазы.
Многими исследователями установлено, что минимальное количе-
ство хрома в стали, при котором может образоваться &lt;-фа а, кинет
ее образования и значение равновесной температуры То зависят от со-
держащихся в стали примесей и углерода,. от наличия в ней дополни-

ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОИ СТАЛИ
562
тельных легирующих элементов, от предварительной пластической де-
формации, а также от условий изготовления и обработки стали.
Для очень чистых двойных сплавов железо-хром, отжигавшихся
при температурах ниже 800' в течение нескольких десятков суток, на
ЕО0
700
с~
Ю\
~~ EJ0
~ ИО
и
~И
Гремя, сии
Рис. 344, Кинетическая кривая образования а-фазы в
стали с разным содержан'ием хрома
рис. 345 [750] приведен участок диаграммы состояний, из которой видно,
что о-фаза может появиться уже при содержании )24'% Сг. Яля от-
носительно чистых тройных сплавов железо-хром-никель, отжигавших-
ся в течение 600 час., на рис. 346, а приведено уточненное в последнее
800
7~~
гОО
Ъ
~~ б.~О
Юд~
РО
&l ;0 50
Lã i (а'7о.vn)
7„)
Рис. 345. Области существования o'-фазы в си-
стеме Fe — Сг в случае очень чистых сплавов и
длительного нагрева их при температурах ниже
800О
время (747] в части о и у + & t; распределе ие фазо ых облас ей
комнатной температуре, а на рис. 346, б показаны области существова-
ния о-фазы и сосуществования ее с фазами ч и о, при 650' для тройных
сплавов железо-хром-марганец. Однако влияние упомянутых факторов,
не учитываемых при построении фазовой диаграммы, приводит к тому,

,~0 Ю
бР
i./ er)
а
Nj
20
ФП, Ую
10
Рис. 346. Распределение фазовых областей в тройных системах: a — Feâ€”
Cr — Ni при комнатной температуре; б — Fe — Cr — Mn при 650'

Гб4
ЛЕГИРОВАНИЕ )КАРОУПОРНОИ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
о
%
~ 565
1
480
74
Cr» %
Рис. 347. Часть диаграммы состояний сплавов
Ге — Сг с 0,08% С, предварительно наклепанных
со степенью обжатия 95%:
о — нет ~-фазы; 9 — есть ~-фаза
что &lt;-ф за образуе с в та их стал х в ом чи ле имею их боль
значение в промышленности, в которых на основании диаграммы со-
стояний ее нельзя было ожидать.
Из рис. 347 [581] видно, что в случае предварительной пластической
деформации со степенью обжатия 95% и в двойных спла~вах железо-хром
и-фаза получается даже .при содержании 16 — 13% Сг, причем равно-
весная температура ее образования и соответственно диссоциации н
таких сплавах лежит в пределах 475 — 650'. Ускоряющим действием на-
клепа можно также объяснить влияние некоторых других факторов на
образование и-фазы. Так, например [5821, окончание прокатки при по-
ниженной температуре ускоряет, а Отжиг прокатанных заготовок за-
медляет образование а-фа-
650 зы. В катаных заготовках
а-фаза образуется значи-
тельно легче, чем в отливках
из той же стали при той же
температуре нагрева.
0( Содержащиеся в техни-
М+б
ческих сплавах примеси
сильно ускоряют процесс
образования а-фазы (см.
стр. 277). Наиболее сильно
в этом направлении влияет
73
фосфор. Влияние углерода
слабее влияния примесей,
вероятно, потому, что оно
может сказываться в проти-
воположных направлениях.
Так, выделение мелких кар-
бидов ускоряет образование
а-фазы [582]. С другой стороны, углерод способствует образованию у-фа-
зы и уменьшает «эффективное» содержание хрома, что затрудняет обра-
зование е-фазы. Поэтому влияние углерода, в отличие от примесей,, мо-
жет быть и не регулярным.
Большинство вводимых в жароупорные стали дополнительных ле-
гирующих элементов сдвигает область существования &lt;-ф з к ме
шим содержаниям хрома и более низким температурам и ускоряет ее
образование (см. 582 и др.]. Значительное ускоряющее влияние оказы-
вают, например, кремний (рис. 348), алюминий, ванадий, титан, ниобий,
молибден, вольфрам. Слабое влияние оказывают кобальт, азот. Некото-
рые из указанных элементов, в частности молибден и вольфрам, оказы-
вают более сложное влияние. ]~ак уже отмечалось на стр. 278, эти эле-
менты сдвигают минимум на кинетической кривой образования &lt;-ф
к более высоким температурам, а при содержании больше определенно-
го количества (свыше -5% Мо в сплавах Ре-Сr.и 2 — 3% Мо в сплавах
Fe-Cr-Ni) они образуют «-фазу, кинетика и температурные условия об.
разования которой еще недостаточно изучены. Установлено, однако
(см. 586], что по своим свойствам она аналогична &lt;-ф з и то коли
ство ее также увеличивается с увеличением длительности нагрева, а
пластическая деформация ускоряет ее образование. В хромоникелевых
сталях типа 18-8, легированных одновременно молибденом и титаном,
была обнаружена 1861] новая фаза Х, немагнитная и такая же хрупкая,
как &lt;-фа а, представляю ая со ою предположител но соедине ие
леза с титаном и молибденом.

"65
BA~HEF|LUHE ОСОБЕННОСТИ ~APOVOOPHbIX СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Основным способом уменьшения опасности, образования &lt;-ф
является выбор соотношения легирующих элементов, обеспечивающего
у стали устойчивую аустенитную структуру и отсутствие в ней а-фазы.
Так, например, в сталях, содержащих 14 — 16'/0 Cr и 25 — 30'/, Ni, обра-
зование ~-фазы мало вероятно. Стали же типа Х23Н13 и Х23Н18 рас-
положены настолько близко к границе области ч и z + & t; на фазо
диаграмме (рис. 346), что рассмотренные выше факторы легко могут
нх перевести в область + &l ; У ст ли Х23 13 то мо ет произо ти
Рис. 348. Микроструктура двух аусте-
нитных сталей:
а — 0,08о С, 0,85 Мп, 3,05е/о Я, 15 72e/е Ni,
1,53е/е Al, 17,0е/е Сг, 0,6е/е Ti. X500; б — 0,08о
С, 0,76 Мп, 0,524/е Я. 15,754/е Gr, 17,29Яр Ni,
2,12е/е Al, 0,58е/р Т1. ХЗОО. Стрелки указы-
вают иа отпечатки при измерении микро-
твердости
же в результате колебаний в содержании хрома и никеля в пределах
марки.
Однако этот способ не предотвращает полностью возможности по-
лучения а-фазы. Многими исследованиями установлено [362 и др.], что
~-фаза может образоваться не только в результате превращения и — &
илит â€” ~ — ~,но и непосредственно из у-фазы, хотя из нее она обра-
зуется медленнее, чем из а-фазы. Кроме того, длительный нагрев мо-
жет привести к образованию некоторого количества а-фазы и в стали с
устойчивой аустенитной структурой [см. 362 и др.l.
В заключение напомним, что превращение а- а обратимо. Следо-
вательно, сталь, в которой образовалась &lt;-фа а, мо ет б ть исправ
на нагревом до температуры выше 820' (двойные сплавы Ре-Сг) или
выше 950' (тройные сплавы Fe-Cr-Ni u Fe-Cr-Мп) с последующим уско-
ренным охлаждением.
Серьезным недостатком многих аустенитных жароупорных (и не-
ржавею~цих) сталей, особенно сложнолегированных, является их плохая
деформи~руемость в горячем состоянии [см. 7721 (cM. также стр. 651).
Н последние годы деформируемость таких сталей удалось значительно
улучшить присадкой небольших количеств редкоземельных элементов

566
ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
или их окислов [772, 773 и др.]. Наибольшее применение получил комп-
лексный концентрат под названием «мишметалл», основной составляю-
щей которого является церий. Кроме церия, он содержит лантан, нео-
дим, самарий и некоторые другие элементы. Ряд опытов позволяет счи-
тать более предпочтительным введение редкоземельных элементов, осо-
бенно в аустенитные стали нормальной легированности (25-20 и т. п.),
не в виде металлов, а в виде смеси их окислов. В этом случае улуч-
шается также поверхность слитков и заготовок, что весьма важно для
сталей, легированных титаном, типа Х18Н9Т. Редкоземельные металлы
или смеси их окислов вводятся в ковш после окончательного раскисле-
ния стали. Оптималькое количество их колеблется в пределах от 0,9 до
2 — 2,5 кг/т металла и устанавливается опытным путем, так как зависит
от состава стали. В частности, по некоторым данным это количество
уменьшается с увеличением содержания в стали никеля. Природа вли-
яния редкоземельных элементов еще не установлена, но практический
эффект весьма значителен и дает возможность увеличить в 4 — 5 раз
вес слитка, а также повысить выход годного при горячей обработке
давлением. У некоторых сталей, например 25-20, они расширяют интер-
вал ковочных температур, что уменьшает опасность перегрева.
Сообщается также [862] о возможностях повышения жаропрочно-
сти аустенитных сталей за счет прямого и косвенного влияния редко-
земельных элементов. Так, у стали тила 25-20 введение мишметалла
в количестве около 2'кг/т повысило 100-часовой предел длительной
прочности при 650' на 25О/о. В качестве примера косвенного использо-
вания редкоземельных элементов приводится хромоникелевая клапан-
ная сталь типа 21-12. Эта сталь является в настоящее время для данно-
го применения лучшей, но для некоторых двигателей с высокой сте-
пенью сжатия и ее жаропрочность недостаточна. Легирование этой
стали азотом повышает ее 500-часовой предел длительной прочности
при 735' с 8 до 9 кг/мм' при одновременном увеличении на 25 — 30'/р
характеристик пластичности при разрушении, но сильно ухудшает ее
деформируемость. Введение же мишметалла, улучшая деформируе-
мость, позволяет использовать повышенную жаропрочпость такой
стали.
В работах некоторых советских исследователей [774 и др.] установ-
лена возможность улучшения деформируемости аустенитной стали за
счет введения в нее кальция в количестве 0,3 — 0,5'/р по расчету, что
дает 0,05 — 0,06О/o Са в металле. Влияние кальция авторы объясняю1
тем, что он, будучи поверхностно активным элементом, понижает по-
верхностное натяжение жидкой стали и до указанного количества его
измельчает первичные кристаллы в слитке. Присадка кальция несколь-
ко повышала также длительную прочность и заметно уменьшала ско-
рость ползучести исследованной стали, содержавшей 0,08О/о С, 16,5О/z
Сг, 25,5'/о Ni и 6,3'/о Мо.
Улучшение технологических свойств и выхода годного при горячем
дсформировании, как показывают исследования последних лет [см. 838],
достигается также при выплавке стали в вакууме и особенно если и
разливка проводится в вакууме. Так как при этом заметно повышается
и жаропрочность (см. рис. 313), то плавка в вакууме имеет интересные
перспективы.
Примеры аустенитных жароупорных сталеи
Примером аустенитных хромоникелевых жароупорных сталей, не
содержащих дополнительных легирующих элементов, могут служить
стандартизованные марки 1Х18Н9Т, 1Х18Н12Т, 1Х18Н12Б (в которы"

BA~HEHIIIHE ОСОБЕННОСТИ Я~АРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
567
' При~менительно к длительнаму сроку службы ом. также литературную ссылку в
сноске и текст,к ией иа стр. 570 H [916].
2 А. В. С т а н ю х о в и ч. Мета~лловедение и обрабо.пка металлов, № 12, 1957, стр. 26.
титан или ниобий вводятся в основном для устранения межкристаллит-
ной коррозии), Х23Н13 и Х23Н18. двум последним маркам соответст-
вуют зарубежные стали 25-12 и 25-20, также имеющие очень широкое
применение. При содержании в них 0,3 — 0,45о/о С эти стали применяют-
ся для литых жаропрочных изделий. Стали, дополнительно легирован-
ные кремнием в количестве 2 — 3'/, с целью повышения жаростойкости,
в советском стандарте представлены марками Х18Н25С2, Х20Н14С2 и
Х25Н20С2. Аналогичные некоторым из них стали применяются и за ру-
бежом. Так, например, стали Х25Н20С2 соответствует в США сталь 314.
Примером сталей, дополнительно легированных вольфрамом, молибде-
ном, титаном с целью повышения жаропрочности, могут служить марки
4Х14Н14В2М, 1Х14Н14В2М, X[8H12M3T, хотя применение двух первых
в настоящее время ограничено. К сталям, дополнительно легированным
одновременно вольфрамом, молибденом, титаном и кремнием, относят-
ся, например, Х14Н14СВ2М с 4о/о Si и ЭИ123, содержащая в среднем
02о/о С 2% Si, 06о/о Мп; 15о/о 'Сг, 13о/о Ni, 2о/о W, lо/о Ti.. Основные
свойства этих сталей описаны в соответственной литературе ' [734, 736,
912, 761, 440, 498, 414 и др.l.
В табл. 94 приведены основные хромоникелевые аустенитные жа-
роупорные стали, применяемые в настоящее время в промышленности
США, и значения их длительной прочности [442, см. также 701, 734, 751].
В той же таблице приведен состав некоторых немецких и английских ста-
лей [810]. Легирование только титаном (сталь 14) имеет целью упроч-
нение стали за счет выделения титанистой фазы и одновременно эко-
номию дорогих легирующих элементов. Сталь такого типа, применяе-
мая и у нас (ЭИ424), представляет собой послевоенную модификацию
стали 16-30 с 1,9 — 2,2'о/о Ti, разработанной во время войны в Германии,
где она под названием «тинидур» применялась главным образом для
лопаток газовых турбин реактивных самолетов. Интересно заметить,
что, по немецким сообщениям [752], эта сталь, правда, только с 1,32о/о Ti,
в кольцевой поковке весом 210 кг имела низкую длительную прочность
и оказалась не пригодной для применения в построенной в 1948 г. ста-
ционарной паровой турбине с рабочей температурой 600 и давлением
пара 160 ат. Из рис. 349 [810] видно, что при более высоком содержании
титана и присадке алюминия сталь типа «тинидур» (14 в табл. 94) при
кратком сроке службы по значению длительной прочности при 700
превосходит даже сталь 10, легированную кобальтом. При длительной
службе ее прочность сильно падает и оказывается ниже, чем у других.
По значениям удлинения при длительном разрыве, указанным на
рис. 349, эта сталь также значительно уступает сравниваемым с нею
=талям. Лучшими свойствами для длительного срока службы при тем-
пературе до 650 обладает разработанная у нас' сталь с близким содер-
жанием хрома и никеля ( 5-35), но дополнительно легированная тита-
ном и вольфрамом (ЭИ612).
Большинство приведенных в табл. 94 сталей упрочняется полуго-
рячим наклепом. Сталь 9 упрочняется дисперсионным твердением за
счет медистой фазы, сталь 4 — за счет карбидной фазы, а сталь Яа—
за счет фазы а'. Сталь 2 или 16-25-6 (у нас ЭИ395), способная к дис-
персионному твердению [см. 580 и др.], упрочняется наиболее эффек-
тивно, приобретая наилучшие свойства при комнатной и высоких тем-
пературах, за счет комбинации полугорячего наклепа и дисперсионно-

568
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЯ СТАЛИ
Табл и ца 94
Химический состав некоторых жароупорных сложнолегированных хромоникелевых
аустенитных сталей', применяемых в Англии, США, ФРГ и ГДР
Длительная проч-
ность, кг/мм-",
при температуре, 'С
Химический состав (средний), о~','
Q.
И
о
Х
Обозначение
стали
650
815
Nb
Мо +
Та
Ю
о
а
И
Si
Ni
Мп
Сг
W
Со
100
1000
час.
100
час.
100О
час.
час.
0,75
1,35
1,10
1,50
0,50
4,00
1,50
0,12
0,)0
0,30
0,15
0,10
0,25
0,07
0,07
GT-45
16-25 6
19-9DL
Я-155
ЕМЕ
С$А
HS-88
Рефракта-
лой В
А-286
0,5
0,7
0,6
0,5
0,7
0,4
0,5
15,9
16,0
19,0
21,0
19,0
18,0
12,5
25,4
0,25
0,30
0,45
0,40
1,00
1,20
1,00
14,1
25,0
9,0
20,0
12,0
5,0
15,0
30,0
2,5
6,0
1,25
3,0
26
24
27
28
25
27
34
12,0
9 5
12,0
8,4
30
32
37
35
31
35
41
8,4
6,З
7,0
5,5
О, 15N
0,15N
0,15N
0,025В
1,2
2,5
3,2
1,3
0,6
20,0
18,0
0,60
2,0
8,0
11,0
0,05
0,2Л1+ 43
+0,3V
1,35
26
0,95
15,0 1,75
32
2,0
9,7
8а
5,4
0,2С
0,40
3 Сц
17
13
0,8
— 2,5
17
13
7
10
G18 (В)
16
16
13
0,08
0,08
О, ~~8
2 0,8
2 0,8
1,5 0,8
11
12
13
16
16
16
0,05В
0,7V+
+0,15N
А1
0,10
30 15
1,7
' Стали 1 — 8 применяются в США; 9 и 10 в Англии; 11 — 14 — в Германии (стали 12 и 13 введе-
ны после войны).
* Fe — остальное.
' А. В. С т а н ю к о в и ч. Металловедение и обработка металлов. № 12, 1957, стр. 26
го твердения, по-видимому, усиливаемого наклепом. Достигается это
закалкой с температуры около 1175', после которой следует наклеп со
степенью обжатия 20 — 30% при температуре 650 — 750', лежащей ни-
же температуры рекристаллизации для данной стали (980 — 1040'), и
отпуск при температуре около 700'. Опубликованные недавно [7531 ре-
зультаты еще не полностью законченных исследований показывают,
что в этой стали 10% никеля возможно заменить 6% марганца без
ущерба для ее свойств. В Советском Союзе сталь 16-25-6 (ЭИ395) вы-
тесняется сталью с хромомарганцевоникелевой аустенитной основой,
содержащей в среднем 0,37'% С, 12,5% Сг, 8,5% Мп, 8% Ni, 1,25% Мо,
1,4% 'Ч и 0,6% Nb (сталь ЭИ481) и применяющейся для деталей с ко-
ротким сроком службы. Сталь приблизительно такого же состава, как
сталь 3, применяется и у нас (сталь ЭИ572) . К,ак видно из табл. 94,
она имеет высокую длительную прочность, что является, как и у ряда
других сталей, результатом легирования сравнительно небольшим ко-
личеством вольфрама и ниобия. Она обладает также высокой релак-
сационной стойкостью и малой чувствительностью к надрезу, но в ее
структуре не должно содержаться больше 5% феррита в виде мелких
участков внутри зерен аустенита '.
В табл. 94 приведены только значения 100- н 1ООО-часовой дли-
тельной прочности. О свойствах этих сталей применительно к длитель-

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ 7КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
ному сроку службы еще нет достаточных данных. Поэтому интересны
приводимые в уже упомянутом выше немецком сообщении [752] дан-
ные о поведении некоторых аустенитных сталей, из которых изготов-
лены ответственные части турбины с рабочей температурой 600 и
давление~м пара 160 ат после 30000 час. Из стали (AT SW) с 0,08% С,
0,8% Si, 1,1% Мп, 16% Сг, 13% Ni, 2% Мо, 1% Nb+ Та и 0,15% N,
т. е. стали 13 в табл. 94, но без ванадия, был прокован диск диамет-
ром 850 мм, толщиной 180 мм и весом 614 кг, который подвергли на-
клепу на 10% при температуре ниже температуры рекристаллизации.
На образцах от этой работающей поковки длительная прочность, по-
лученная экстраполяцией на 100000 час., составляет 15 кг/мм', à у
той же стали, но в закаленном состоянии, без наклела, только 9 кг/мм'
Рис. 349. Зависимость разрущаю-
щего напряжения от длительности
нагружен,ия при 700' у стали «ч'кни-
дур~ в сравненки с другими сталями:
I — сталь 14 (тинидур) с 0,1% С, 15% Cr,
30% Ni, 1,7'/о Ti, + Al: 2 — сталь 10 с 0 4% С,
13% Gr, 13% Ni, 2~/е Мо, 2,5% W 3% Nb
10% Со: 3 — сталь 12 с 0.08% С, 16% Сг,
16% Ni, 2% Мо 0 8% Nb, 0,05% В
Числа у точек — значения о, '/е, при раз-
рыве (E = 5 d)
8
~у g gg gP 3000 И®~ ~~~~~~
длительность ~агру~~~~~, чЫ~~
После ЗО 000 час. работы при 600' влияние наклепа сохранилось. Ин-
тересно заметить, что эта сталь представляет собой по существу мо-
дификацию применявшейся ранее (до введения стали 16-25-6) в США
стали 16-13-3, в которой вместо 1% Мо содержится такое же количе-
ство ниобия и 0,15% N.
Для деталей, которые нельзя подвергать наклепу или требующих
сварки, хорошо зарекомендовала себя сталь с 0,06% С, 0,9% Si,
1,3% Мп, 16% Cr, 22% Ni, 1,4% Мо, 0,9% Nb+ Та и 0,15% N. По
значению длительной прочности после ЗО ООО час. она без наклепа
превосходит предыдущую (сталь AT SW) в наклепанном состоянии.
Стали 12 и 13 табл. 94 были введены в ФРГ после войны в качестве
сравнительно экономичных именно для деталей стационарных устано-
вок с рабочей температурой до 650'. B стали 12 содержание никеля по-
вышено до 16% с целью получения более устойчивого аустенита. В ста-
ли 13 эта цель достигается введением азота. Яля увеличения устойчи-
вости аустенита содержание никеля было повышено до 16% и в стали
11 (табл. 94), представляющей собою довоенную модификацию стали
16-13-3, в которой 1% Мо заменен 0,8'/о Hb. Аналогичная сталь 16-13 с
2% Мо и 1% Nb применяется и у нас (ЭИ405).
Хорошо проявляют себя в условиях длительной службы при тем-
пературах до 600 650' аустенитные стали, дополнительно легирован-
ные кобальтом. Примером является применяемая в Англии сталь 10
(табл. 94). Модификация такой стали с несколько повышенным со-
держанием вольфрама и молибдена, пониженным количеством нио-

570
ЛЕГИРОВАНИЕ ~КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
сия и дополнительно введенными небольшими количествами ванадия
и титана применяется и у нас (ЭИ434).,Подобного же типа стали
были у нас разработаны 1860] и применены для изготовления литых
деталей мощных паровых турбин, рассчитанных на работу при темпе-
ратуре выше 550' и высоком давлении в течение 100 000 час.
Представление о жаропрочности содержащей еще больше кобаль-
та стали 4 (табл. 94) при длительном сроке службы могут дать опуб-
ликованные недавно [849] результаты испытаний стали такого типа,
доведенных до 10000 — 12000 час. Из рис. 350 видно, что получаемое
экстраполяцией значение предела длительной прочности при 660' и
длительности 20 000 час. составляет 18 кг/мм', а для длительности
100000 час.— 16 кг/мм'. При этой же температуре сплав в течение
12 000 час. сравнительно хорошо сопротивляется релаксации. При
длительности нагружения до 10000 час. относительное удлинение при
Ж УО
Ю
20
~з щ
Х ~7~Л
Ю~
3 0'5б8 !
Д al
2,3 4 ss;5g1 Р 3' 4'Хб 81
)Ю урУ
Гремя аа рар ушенил, часы
Рис. 350. Длительная прочность сплава с 20/О Cr, 20'/о Ni и 20~/о Со при
660. Закалка с 1200' в масле. Отпуск:
a — гладкие образцы; 760О, 70 час.; 0 — образцы с надрезом, 8ООО, 45 час.
разрыве не падало ниже 14О/р. Ударная вязкость при 20' после изо-
термической выдержки при 660 и 700' в течение 2000 — 5000 час. пони-
жается с 8 до 2 кгм/см', но дальше до 10000 час. остается . постоян-
ной. Твердость при изотермической выдержке изменяется мало. Вы-
деления ферромагнитной фазы не обнаруживается. Сравнительно вы-
сокую стабильность структуры и свойств сплава авторы объясняют
главным образом влиянием кобальта. Выделяющиеся фазы состоят
из карбидов NbC и М~зС6, причем в течение 10000 час. при 660 со-
держан~ие хрома в них остается постоянным, а содержание молибдена
увеличивается с 9 до 15'/, и вольфрама с 7 до 18,5 Кроме того, обна-
ружена фаза, состав и структуру которой установить еще не удалось,
но которая, возможно, играет существенную роль в стабильности спла-
ва, особенно после 5000-часовой длительности нагружения.
В последнее время опубликованы результаты обширных исследо-
ваний применительно к длительному сроку службы, проводимых по
единой программе одновременно на ряде заводов и в исследователь-
ских институтах в ГДР и ФРГ и некоторых другиХ странах (США, Фран-
ции, Чехословакии, Швеции, Швейцарии). Эти исследования, доведен-
ные до 50000 час. при температурах до 700, в ГДР и ФРГ проводятся
над 23 ферритными и 12 аустенитными сталями, а также над 9 сплавами
на нежелезных основах. К сожалению, мы не успели . привести здесь
важнейшие полученные в этих исследованиях данные и отсылаем чита-
теля к первоисточнику '.
Archiv Eisenhiittenwesen, Bd. 28, 1957, № 5~6 (Mai Juni) и. № 11 (November).

571
ВА;)КНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ ЖАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
В. )КАРОУПОРНЫЕ СПЛАВЫ HA ОСНОВЕ НИКЕЛЯ И КОБАЛЬТА
Настоятельная необходимость дальнейшего повышения жаропроч-
ности привела во время войны и особенно в послевоенные годы к раз-
работке большого количества сложных сплавов на никелевой и ко-
бальтовой основах и непрерывному их совершенствованию. Многие из
таких сплавов содержат одновременно большое количество и кобаль-
та и никеля, вследствие чего их часто выделяют в самостоятельную
группу сплавов на никелькобальтовой основе. Преимущества сплавов
такого типа (табл. 95) можно видеть из рис. 351 [8101.
50
45
%
NW 40
'С
6 35
1
30
~ 25
~3
го
Q
И
I0
~з 5
~:з ~)
ЮО 700
750 800 850
Темпсрапура, ~-'
900 &lt
Рис. 351. Значения 1000-часовой длительной прочности
при разных температурах для нескольких сплавов на
никелькобальтовой основе (применяющихся в Герма-
нии} в сравнении с легированной кобальтом сталью 10
(крывая А; состав стали см. в табл. 94). HoiMepa кри-
вых соответствуют сплавам, состав которых приведен
в табл. 95.
Сплав 1 представляет собой несколько измененный, главным об-
разом введением ванадия, американский сплав N-155, отнесенный в
табл. 94 к аустенитным сложнолегированным сталям (сталь 4). Из
рис. 351 видно, что до 800 сплав 4 (табл. 95) превосходит другие. Для
турбинных лопаток применяют в основном сплав 3.
В табл. 96 [442, см. также 701, 734, 751, 912] приведены применяе-
мые в настоящее время в промышленности США сплавы на никелевой
и кобальтовой основе и значения их длительной прочности. Сплавы
никеля с хромом или с хромом и железом, известные под названием
нихрома и ферронихрома, обладают очень высокой жаростойкостью и
давно применяются в качестве сплавов высокого электросопротивле-
ния для нагревательных элементов и т. п. Однако жаропрочность их
сравнительно невысока. Так, из рис. 352 [477] видно, что кривые зави-
симости предела ползучести (напряжение, при котором средняя ско-
рость ползучести не превосходит 10 4%/час.) от температуры практи-
чески совпадают для ферронихрома 15-60 (60% Ni, 15% Сг, 25% Fe),
для нихрома 20-80 и для аустенитной стали 20-25, хотя за счет повы-

ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЯ СТАЛИ
572
Табл иця 95
Химический состав (средний, %) применяющихся в ГДР и ФРГ жароупорных
сплавов на никелькобальтовой основе
Номер
сплава
ХЬ
Сг
Прочее
Мо
Ni
W
2,5
4,5
2
0,7%Ч: 0,15Я)М
3%Ч
0,8 о~~ Al
16
16
19
20
2,0
4,5
12
(0,1
(0,1
0,3
(0,1
0,8
1,5
1,5
1,7*
2,0
Ф Применяется вариант с 5% Та, обладающий более высокой жаропрочностью.
б
Я 47 7' 7Д~
Темперапцра, '4'
b00
Рис. 352. Зависимость предела ползучести от температу-
ры у некоторых сплавов на никелевой основе и аусте-
нитных сталей
шения температуры закалки (сплавы рис. 352 закаливались с 1000—
1075') предел ползучести нихромов может быть повышен. К,ак видно
из табл. 96, ферронихром 15-76-8 инконель (2) имеет также низкую
длительную прочность. Значительно более высокой жаропрочностью,
как видно из рис. 310, обладают сплавы никеля с 25 — 35% Сг. Но прак-
тическому использованию таких сплавов препятствуют их плохие техно-
логические свойства. Кроме того, в сплавах с 20 — 30% Сг, как ус-
тановлено недавно, длительный нагрев при температурах ниже 550'
приводит к образованию соединения Ni3Cr [cM. 1131, влияние которого
на важнейшие свойства этих сплавов еще не изучено. Поэтому нихро-
мы без дополнительного легирования применяются там, где при сред-
ней жаропрочности необходима. высокая жаростойкость, например для
жаровых труб в авиационных газовых турбинах.
Основной способ повышения жаропрочности нихромов заключает-

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ ~КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
573
' Очевидно, именно по этим признакам авторы [442] относят и сплав 16 в табл. 96
к сплавам на кобальтовой основе.
ся в легировании титаном и алюминием, чтобы сделать их дисперси-
онно твердеющими за счет фазы а', в связи с чем содержание углеро-
да в них низкое. При этом здесь важно не столько упрочнение, вызы-
ваемое этой обработкой, сколько дисперсное выделение самой фазы а
icM. 442], обладающей (см. стр. 520) большой прочностью,межатомной
связи и стойкостью против коагуляции. Поэтому отпуск этих сплавов
производится обычно при температуре, лежащей за максимумом кри-
вой твердости, и в течение длительного времени. По своей жаропроч-
ности (см. табл. 96) эти сплавы, легированные в дополнение к титану
и алюминию также упрочняющими твердый раствор кобальтом и мо-
либденом, приближаются к сплавам на кобальтовой основе или пре-
восходят их даже при температуре 870'. К. числу таких сплавов отно-
сится, в частности, нимоник 100 (15 в табл. 96).
Дальнейшие изыскания в этой области ведутся поэтому над бес-
кобальтовыми или малокобальтовыми сплавами на никелевой основе.
На то, что такие изыскания могут дать значительные результаты, ука-
зывает, например, весьма высокая жароупорность литых сплавов ни-
келя с хромом, молибденом, алюминием, ниобием m бором [7341. У спла-
ва такого типа, содержащего 12 — 15% Сг, 5 — 6% Мо, 5,5 — 7% А1,
2"/о Nb, 0,5% В и 4,5о/о Fe, 100-часоваЯ длительнаЯ пРочность пРи 925'
составляет 10,5 — 14 кг/мм'. В литературе упоминается также [767]
сплав (GMP-235) с 0,1 — 0,2'/, С, 14 — 17'/o Сг, 4,5 — 6,0'/0 Мо, 2,5—
3,5в/о А], 1,5 — 2,5о/о Ti и 0,025 — 0,1 /о В и опытный сплав аналогичного
состава, но с 10% Сг, без молибдена и с 0,3'/, В. Однако у этих сплавов
сильно сказывается временнбй фактор, и при длительности испытания
1000 час. их прочность понижается сильнее, чем у других сплавов. К,ро-
ме того, они должны быть хрупки при комнатной температуре. Едва ли
можно сомневаться в возможности дальнейшего усовершенствования 11
достижения положительных результатов при использовании других ле-
гирующих элементов.
Среди сплавов на никелевой основе приведены также гастеллои,
представляющие собой в основном сплавы никеля с молибденом и
хромом. По своей длительной прочности (см. табл. 96) и сопротивле-
нию ползучести они уступают большинству других сплавов на никеле-
вой основе, и их применение оправдывается тем, что они обладаюг
высокой химической стойкостью в ряде агрессивных сред. Поэтому о
них будет сказано в главе о легировании нержавеющих и кислото-
стойких сталей. Сплавы такого типа, но с более высоким содержанием
хрома, применяются иногда для деталей, которые при средней жаро-
прочности должны обладать очень высокой жаростойкостью. Приме-
ром может служить сплав, содержащий 0,5'/, С, 1'/о Мп, 1,2'/o Si,
26 — 27% Сг, 45 — 50% Ni и 5о/о W, остальное Fe, который был доста-
точно стойким в эксплуатации при температурах до 1250' в течение до
2500 час. [850].
Сплавы на кобальтовой основе обычно содержат повышенное ко-
личество углерода и карбидообразующих элементов — молибдена,
вольфрама, ниобия (см. табл. 96) и имеют высокую жаролрочность за
счет расположенных в жаропрочной основной массе очень стойких
карбидных фаз. Поэтому они нормально не требуют дисперсионного
твердения'. Некоторые из них применяются в качестве литейных, при-
чем изделия из них изготовляются способом точного литья. Большой
стойкостью карбидных фаз, а возможно и металлических соединений

ЛЕГИРОВАКИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
574
~~~CDCD ! m
в в ° Ф
СЧ СЧ .с~ cD eh
1=!
сО Оъ ! ! ! ! ! ! ! зл
CDOQФО О
сО сО cD 00 Ч:»
1 -11
сООО О О
Ц:) сО cD l&
Оъ ! еФ 1
сОt сО~.» ! t
В ° л е Л
ц:» ~~ &lt; ~»
Б
X
З
И
в
( СЧ О
1 =1
cD cD
а -1
е ч С)Ъ
ОЪ ! СО
[ ~»0~~ ( ~
е «л л Л
00 С~» ~ ф О
СОе~сО ! еФСОСО
o o сч о со сч о ь и
СЧ сО ~ СЧ ~ СЧ СЧ ~ СЧ
! coo
СЧ~- О
! о-со
'Ф
О @фью'~с'~ !
~О Ф ~О ~О ~О
! оаь
~1х:) ~СЧсО
СЧ сО сО СО сО
в1Ъ оО g
° ~~е Ц ) (~) ( )) еч
с~„' с~ сО сО 'с~'
ГО
а 1111
и
о
11 I I I I I I I
ОО I ООО
oO cD СЧ
О
з:
и
О
Се.»
~m mOOm~
Л ««Л «
СЧ СЧ СЧ С~ СЧ ~
Е~
~С СЧ о3 сО
«««
СЧ СЯ СЧ СЧ
RD'Îô
°, е, л «
О» с(~ ~ е~
Ю
О
ж
CJ
о
О
о
р~ о
О
и 1111
m I !Й» I
!11111
I I 11! 11
Q) 1
О
ОО !
~ц~е СЧ
и 1р~
о
ООО
ф фМЪ
~О
о&
в
00
Се4
X
З
х
С4
О
Р&g
О
С4
Ж
Я
О
д
и
О
O+
о
Я ~ООC
л «л л и
С'~ t~~O
Cg
OOLQLQ ОО LQN
««««Щ ««OQ в
~ 'Ф О О сО СЧ СЧ ~ О Ч
OQ
~О Л О О -CD CD OO О
° «е еч Сеа С~~ СЯ е ° ° ° еч СЯ еч
ООООО
в в в в в и
с~ О
СЧ
~О О0
О "О
л
Р~ Щ «~~:» ~~
и
е 4
О» '-» О О Q О
л «
О» О с=м Щ чц~е
&lt -Ч СЧ СЦ
С:
о
О ОООО
I сч I co I.е oocoсч
л I I I j I
О»О~ОООО
Л
О сО СЧ ~ ц:» ~
СЧ с~ ц:» ~ ц.»
3е
° 6
С0
('~»
[-е
Л
Ч:» Ч:»~О ~ OQ
О ttcDmm
О» О О О О О
ООсООСЯО
СЧ С~
~Я
'ФсО 0000~
ООООО
~О 1О цр цр ~ч~ ~у»
в в в л
&lt;О
° Ь
Оэ
OQ
cDСЧ [- [. ~
е е л
О О О О
~ ~ и:» cD СО и
в «
О О О О О О»
:з
6ю
CO
И
'U
С:
ОМ
С~ Ф О Ос~)
'О~~О
«Л е,
О»ОООО
О 00 ~О О О ~
сФ' сО СЯ ~ ~ сГ'.)
В Л В л л
ОООООО
~ О
ХОО
оо
,й й
к;~М
~У 4.) Ж
д~Ж
о О
ммй
Ж Ж Ж
+u
~ н:)
ж
оc a)
И М ~~ и'- ~
Х Ж щ щ (-»
QQf f cD
д
Cg
~ а
щ
53
Ж
3v
~О
И
сс~ 2
3х
Ы
CC
'о
'jf Ф
О ц:» с.»
сг» с',1 с"~ сч ц-»
е.е 00 (/) (/) щ CQ
~mXXZ+
ф е
Ф
' еавц'ж бажова
cD~00CDО °
~е ~с еч ее СЯ СЯ
CO
е3
Ф
О
CJ
Э!ф
Е
йи
И
в0
ч
О
ж
т
О
С4
И
CC
Щ
° Ф
й!
i
и
Фф
й:(
Ю
М
%
чO
Ио
° Ь
,а ~~
н
о ~.
Я Cg
gr Q.
о
д,М
С3 И
~й
М
A
3я
~-е
и
В.(
Фе~
м
ж
й(
3
v
Ф
[е
и
о
CC
Х
Х
Р'
Х
И
ж
Х
в~
СЧ~СЧ cD
° ОО
00
co o o o
AcO О сО
сО ~- cD 00 сО 00 Ф t oO 1
t ut m~юирсО~О и
О О
О
-OOOOO ОО
~-СЧ& t; ~О' '& t;
«V Л«В«в«
С. lA
"ОООО ООО
сО 1О '~3' СЧ 'Ф ~ ~ 'ф' О
Ч вл«ЛЧ
сО
ф О LQ OQ ~O LO О LQ OO
О ОООО ООО
Л «Л «Л ««В В Ее еЕ
ООООООООО Ч
cD
СЧ
9Ж
ОО о ~О
мфжо ~ми
~о~
:~ ~=; с~~ Ж Ие
о о ~~ ~о о
&gt;&lt u
&gt;@ gt
O+
С
Ю
О
[-е
° 0
В'~
Сб
~О
О
Х

ВА)КНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ Я~АРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
CoCr, СоМо, CoW, против коагуляции при высоких температурах,
очевидно, объясняется то обстоятельство, что сплавы на кобальтовой
основе по своей жаропрочности (см. табл. 96) заметно превосходят
сплавы на никелевой основе только при 850 — 950'. При более низких
температурах они не только не имеют преимуществ перед более деше-
выми сплавами на никелевой основе, но даже уступают им.
Сплав 18 в табл. 96, известный под названием «виталлиум», кро-
ме высокой жаропрочности, обладает большой стойкостью против кор-
розии в ряде весьма агрессивных сред. В частности, он оказался одним
из наиболее стойких и получил поэтому широкое применение в хирур-
гии в качестве материала для накладок, винтов и др. при операциях
сращивания костей и т. п.
В качестве жаропрочных применяются также высокоуглеродис-
тые сплавы на кобальтовой основе типа стеллитов. Так, например, со-
общается [754] о возможности применения сплава с 0,8'/, С, 20'/0 Cr,
12О/о М, 45О/О Со, 2% Мо, 1,2% ХЬ и 2,8О/о Ч для изготовления лопаток
ротора газовых турбин способом литья, так как при этом получается
допустимый разброс свойств при 750 — 800'. Стеллиты используются
также в качестве наплавок для повышения поверхностной твердости
деталей из аустенитных жароупорных сталей. При этом, однако, не
всегда возможно использовать их наивысшую твердость, так как спла-
вы с более низкой твердостью обладают большей жаростойкостью [см.,
например, 752].
В последнее время [446] среди ферромагнитных сплавов на ко-
бальтовой основе найдены такие, которые обладают большим декре-
ментом затухания колебаний. 1~ак видно из при~веденного выше рис. 326,
этим свойством обладают двойные сплавы кобальта с 35'/o Ni или 20%
]-'е и тройной сплав кобальта с 28О/0 Fe и 7О/0 Ni. Сплав Со-i%i
обладает хорошими технологическимк свойствами и .повышенной жа-
ропрочностью. Имея сравнительно высокую точку К,юри, он может
сохранить большой декремент затухания до температуры около 650
и в этом отношении принципиально пригоден в качестве материала для
лопаток первой ступени паровых турбин, работающих при таких темпе-
ратурах.
В заключение необходимо отметить, что жаропрочность стали или
сплава одного и того же состава может сильно различаться в зависи-
мости от условий выплавки. Это следует и из теоретических соображе-
ний, так как способ выплавки может оказать большое влияние на со-
став и строение граничного слоя зерна. Так, например, у хромонике-
левой аустенитной стали типа 16-13 и 16-16 с ниобием, а также у спла-
ва типа 1 в табл. 95, выплавленных в высокочастотной печи под ваку-
умом (при остаточном давлении меньше 0,1 мм рт. ст.), были получе-
ны [810] значительно более высокие сопротивление ползучести, время
до разрыва и характеристики пластичности при разрыве, чем у тех же
сплавов, выплавленных в открытой высокочастотной печи. Пример су-
щественного повышения длительной прочности за счет выплавки в ва-
кууме у сплава на никелевой основе (сплав 11 в табл. 96) был приве-
ден на рис. 313. Аналогичные результаты были получены на сплаве
12, табл. 96 и др. [838].
Выплавка в вакууме позволяет получать у сплавов на никелевой и
кобальтовой основе большую пластичность при высокотемпературном
длительном разрыве, не применяя раскисления кремнием и марган-
цем. В этом случае в вакуумных плавках содержится в 8 — 10 раз
меньше неметаллических включений и притом меньшего размера, чем

576
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЯЧИВОЙ СТАЛИ
в обычных, что дополнительно су-
щественно улучшает деформиру-
емость слитков в горячем состоянии.
А так как сплавы на никелевой и
кобальтовой основе обладают пло-
хой деформируемостью, то это об-
стоятельство для них имеет очень
важное значение. В настоящее время
выплавка ряда высокожаропрочных
сплавов, а в некоторых случаях и
разливка осуществляется в вакууме
в промышленном масштабе. По име-
ющимся сообщениям [см. 838], в
США 30 — 40 фирм либо уже выплав-
ляет, либо приступает в ближайшее
время к выплавке жаропрочных
сплавов в вакууме.
О
О
CD
СЬ
О
О
О
'Ф
СЬ
О
° с
О
О
СО
CO
'Ф
Ю
СЧ
C'3
'Ф
° в
О
О
CD
° с
'Ф
о
Ю
ЧР
CO
СЬ
СО
О
л
О
О
О
Г. )КАРОУПОРН ЫЕ СПЛАВЫ
НА ОСНОВЕ ТУГО ПЛАВКИХ
МЕТАЛЛОВ И СПЕЦИАЛЬНЫЕ
МАТЕРИАЛ Ы
00
° с
О
! o
~О СО
~ф~ «
"О
О
Ю'
° с
О
С целью изыскания материалов,
обладающих особо высокой жаро-
прочностью при коротком сроке
службы, во всех странах ведутся
интенсивные исследования сплавов
на основе тугоплавких металлов, а
также возможностей использования
комбинаций металла и керамичес-
ких материалов. Рассмотрение та-
ких сплавов и специальных матери-
алов выходит за пределы нашей те-
мы. Поэтому ограничимся только
указанием основных направлений
таких исследований и возникающих
при этом проблем.
Так как температура плавле-
ния в первом грубом приближении
характеризует прочность межатом-
ной связи, то естественно ожидать,
что особо высокой жаропрочностью
должны обладать сплавы на основе
тугоплавких металлов. Однако не
все тугоплавкие металлы и их спла-
вы обладают высокой жаропрочно-
стью. Некоторое представление об
относительной пригодности таких
металлов в качестве основы для жа-
ропрочных сплавов может дать
табл. 97 [755]. Критерием относи-
тельного сопротивления ползучести
здесь взято напряжение а, вызы-
X
л
С4
О
QQ cQ
СЧ
"О
О
Х
i
° 3'
ф~ъ
3~«
О
й:
СЧ
LL3
л
О
~Г&
О
° с
С
Х
ж
О
CL
И
О
О
Х
«0
1й«~
i
Х
О
Х
Ф
о
CQ
~М
С~~
О
О
cQ
cQ
О
О
Ьо
О
ФО
О
° ~« ~Ю
Ю
2
o &
Ж ~«~~
(-
О
OJ
Ш и
Ф~
3'
2
0
й'
Ю
3"~

ВАЖНЕЙШИЕ ОСОБЕННОСТИ ~КАРОУПОРНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
577
вающее деформацию в 1% за 24 часа. Отношение величины а к удель-
ному весу является важной характеристикой для таких изделий, как
например турбинные лопатки, в которых значительная часть возника-
ющих напряжений вызывается инерционными силами и которые поэ-
тому при прочих равных условиях пропорциональны удельному весу
материала. Следовательно, при одинаковом значении напряжения, вы-
зывающего в одинаковых условиях работы заданную деформацию,
лучше будет материал с меньшим удельным весом, так как напряже-
ние в нем будет ниже. Из табл. 97 видно, что у никеля и особенно у
железа и кобальта заданная деформация в этих условиях испытания
получается при большем напряжении, чем у некоторых более туго-
плавких металлов. Наиболее пригодны в качестве возможной основы
для сплавов с высокой жаропрочностью хром, молибден, вольфрам,
тантал, ниобий, радий и иридий.
42
~ 35
28
21
14
Рис. 353. Значения предела
100-часовой длительной прочности
при высоких темпечатурах у спла
ва Ti+ 36% Al в сравнении со
сплавом на кобальтовой основе:
1 — СПЛаВ Ti + 364/o Al 2 — СПЛаВ S-816
(17 в табл. 96); 8 — сплав Ti + 364/o А1
с учетом ero удельного веса
О
ggp ®p @00 850 ~й~ ~®~
Температура. С
Титан, как это следует из табл. 97, для этой цели мало пригоден.
Однако исследованный недавно сплав титана с 36% Al, как можно ви-
деть из рис. 353 1914], при температурах до -1000' по пределу 100-ча-
совой прочности превосходит сплав S-816 на кобальтовой основе
(сплав 17 в табл. 96). Разница особенно велика, если учесть малый
удельный вес титанового сплава (кривая 3 на рис. 353). При 1000
этот сплав обладает также достаточной жаропрочностью, а введение в
него 5 — 7% Nb делает его жаростойким и при 1200' в течение
-100 час. Самостоятельного применения сплав Ti + 36% Al еще не
получил из-за весьма низкой пластичности и вязкости при комнатной
температуре, а также из-за того, что его другие важные свойства еще
не изучены, но он может служить основой для изыскания легких вы-
сокожаропрочных сплавов.
Сплавы на основе х р о м а были исследованы впервые с этой
точки зрения свыше 10 лет назад [4541. С тех пор изучено большое ко-
личество двойных и тройных систем на основе хрома. Наилучшие со-
четания прочности и пластичности при испытаниях в интервале 875—
925' пока установлены у сплавов, содержащих 60% CI', 15% Мо и
25% Fe или 60% Cr, 25% Мо и 15% Fe. С увеличением содержания
молибдена и уменьшением содержания железа при переходе от пер-
вого состава ко второму прочность повышается, а пластичность пони-
жается. У второго сплава 1000-часовой предел длительной прочности
при 870 составляет 14 кг/лиР при относительном удлинении 9'%, что
делает его приблизительно равноценным литому сплаву на кобальто-
вой основе (19 в табл. 96).
Основные проблемы для хромистых сплавов заключаются в раз-
работке рациональных способов их выплавки и главным образом в

578
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
понижении их критической температуры хрупкости и, в частности, по-
лучении удовлетворительной пластичности и ударной вязкости при
комнатной температуре. В решении первой проблемы достигнуты зна-
чительные успехи [см. 756]. В ряде работ исследовались также причи-
ны и способы уменьшения хрупкости хрома и его сплавов '[см. 113, 757
и др.]. TeM не менее еще нет даже единой точки зрения на причину
хрупкости хрома. Одни считают ответственным за хрупкость кисло-
род, другие — азот, образующий с хромом твердый раствор. Наиболее
вероятно, что хрупкость усиливается и кислородом, и азотом, и угле-
родом, но наиболее сильно влияет азот '. ~Поэтому и выплавку хроми-
стых сплавов рекомендуют вести в условиях, предотвращающих или
уменьшающих возможность поглощения ими азота, кислорода и угле-
рода. Многие металлические элементы в храме, например алюминий,
медь, никель, марганец, кобальт, железо (в ~порядке убывающей сте-
пени влияния), также повышают его критическую температуру хруп.
кости. Даже у чистейшего хрома, получаемого иодидным способом,
критическая температура хрупкости еще значительно выше комнат-
HOH.
О составе и обработке сплавов на основе м о л и б д е н а сведе-
ний в литературе пока еще мало. Из приведенного на рис. 354 [см. 751,
810] сопоставления видно, что по значению 1000-часовой длительной
прочности молибденовые сплавы при температурах 850 — 1000' значи-
тельно превосходят сплавы на основе кобальта (сплав 6) и могут слу-
жить при температурах до 1100'. Одним из недостатков молибдена,
по отмеченной выше причине, является его больший удельный вес по
сравнению с никелевыми и кобальтовыми сплав~вами. Этот недостаток
в значительно большей степени присущ вольфраму. Получение чисто-
го молибдена, а также способы выплавки и деформировапия молибде-
новых сплавов не вызывают особо серьезных затруднений. Основные
проблемы для молибденовых и вольфрамовых сплавов связаны с тем,
что они (как и сплавы хрома) обладают большой хладноломкостью и
главным образом малой стойкостью против окисления при темпера-
турах выше 600'. Выше 750 окислы молибдена сильно летучи и не мо-
гут играть защитной роли. Насколько можно судить по технической и
патентной литературе, над разрешением этих проблем и ведется ин-
тенсивная работа. В частности, для повышения жаростойкости молиб-
дена в течение ряда лет изыскиваются различные поверхностные по-
крытия и способы плакирования. Наиболее эффективным пока оказа-
лось покрытие (75 мк), состоящее из Мо S2, или плакирование (75 мк)
нихромом (80'/, Ni + 20'/д Cr).
В последние годы достигнуты значительные успехи в разработке
и применении различных высокожаропрочных специальных материа-
лов, основой которых служат карбиды, бориды, нитриды, силициды,
алюмнниды, окислы. Наибольший интерес, по-видимому, представля-
ют: карбиды титана с добавлением карбпдов таптала, ниобия или хро-
ма, бориды циркония, титана и хрома, силициды молибдена и титана;
окислы алюминия и др. Для уменьшения хрупкости, повышения стойко-
сти против резких смен температуры и др. порошки этих ма-
териалов смешиваются с порошками различных металлов, главным
образом никеля, кобальта, хрома и их сплавов, в определенном соот-
ношении. Поэтому они называются керометаллическими матсриаламн
или керметами. Некоторые сведения о способах изготовления и своч-
ствах керметов можно найти в литературе [758, 734, 735, 759]. Для
' См. R. W. Fountain и 1Ч. Porchynsky. Journal Of Metals, v. 9, 1957, ]]ое 7, р. 966.

579
СТАЛИ, УСТОЯЧИВЫЕ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ВОДОРОДА
Я
~С
~Ъ
Рис. 354. Сопоставление значений 1000-ча- ~&
совой длительной прочности при разных =.~
температурах у сплавов на молибденовой, ~
хромистой и кобальтовой основе и некото- р
рых керметов:
1 — технически чистый Мо: 2 — сплав Мо с ~
0,5% Ti; 3 — G0% Сг, 25',0 Мо, 15"/о Fe, 4 — 9)"'1 ~
TiC + 32% Ч1, 8% Сг: 5 — 50" ~п Т1С + 30о/о М1
10'/о Со, 10% Сг; б — 0 5% С 25е/e Cr, П:Р/e Nt.
55~/o Со, 8% W; 7 — 55'/y TiC + 18% TiH» + 11% C.o, ~с~
10% Si: 8 — борид хрома + металла; 9 — ал1оми- Я
нид никеля 9
1
ОО
О
800 850 900 950 ОООО ~050 ИОО
Тем перащура,'C
другие специальные материалы, изготовляемые способом порошковой
металлургии и имеющие металлическую основную массу,
упрочняемую дисперсными частицами '. главным образом окислов, на-
пример Al-A1)O)(SAP), Си-А1~0з, Ni-A1~0~, Мо-Ti02, Be-Ве2С и др. Та-
кие материалы обладают значительно большей вязкостью, чем обыч-
ные керметы.
4. СТАЛИ, УСТОЙЧИВЫЕ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ВОДОРОДА
ПРИ ВЫСОКИХ ДАВЛЕНИЯХ И ТЕМПЕРАТУРАХ
Сюда относятся стали, применяющиеся для изготовления аппара-
туры синтеза аммиака, метанола, получения буроугольного бензина,
гидрогеннзации алдола в производстве сырья для синтетического кау-
чука и т. п. Специфика работы этих сталей заключается в том, что оии
подвергаются длительному воздействию водорода при высоких давле-
ниях и температурах. В конкретных условиях применения на иих мо-
гут воздействовать и различные другие среды, например аммиак,
окись углерода, сероводород и др. Кроме стойкости против химических
' См., напримср, N. Л. G г а и t и О. P r e s t î и. Зош.па1 of Metals. v. 9. 1957, № 3,
р. 349.
двух керметов на основе карбида титана значения 1000-часовой дли-
тельной прочности при высоких температурах приведены на рис. 354.
Там же показана длительная прочность при 980 кермета на основе
борида хрома, алюминида никеля и на комплексной основе, состоя-
щей из карбидов и боридов титана и силицидов. Кермет на основе
алюминидов, особенно алюминида никеля, интересен тем, что он об-
ладает наименьшей среди керметов хрупкостью, но его длительная
прочность пока еще относительно низка. К специальным материалам
можно также отнести пористые охлаждаемые материалы, например
для лопаток газовых турбин, даже если они изготовляются методами
порошковой металлургии из обычных сплавов. Разрабатываются и

580
ЛЕГИРОВАНИЕ &gt;КАРОУПОР О И ТЕПЛОУСТОЙЧИ ОЙ СТ
воздействий, они должны также обладать достаточной теплоустойчи-
востью и жаростойкостью при данных рабочих температурах, хоро-
шими технологическими свойствами и др.
Воздействие водорода на сталь (водородная коррозия) вызывает
падение ее характеристик прочности и особенно пластичности. Наибо.
лее чувствительно реагирует относительное сужение тр. Степень пони-
жения пластичности стали и опасность разрушения зависят от рабо-
чей температуры, парциального давления водорода и длительности
его воздействия. Напряжения, вызванные внешней нагрузкой, сильно
ускоряют процессы, приводящие к разрушению. Поэтому трубы, ра-
ботающие под внутренним давлением, разрушаются быстрее, чем не-
ЮО
Рис. 355. Влияние длительности воздей-
ствия водорода при 560' на пластич-
ность стали с 0,19% С, 3,05о/о Сг, 0,41%
Мо, 0,23% W и 0,75o/о Ч в ненагружен-
НОМ СОСТОЯНИИ.
)Кирные линии — 700 атм; тонкие линии—
225 атя, 1 — 1150' 3 час., воздух, отпуск 700'
6 час., печь; 2 — то же, отпуск 75(Р; 3 — 1050,
1 час, масло, отпуск 65(P, 6 час., печь; 4 — то
же, отпуск 700
О
ф
Л9
РЮО ~000 РОИ
дпуяельнвсяь оспь~юан~я, часа!
нагруженные детали. В том же направлении действуют остаточные на-
пряжения и наклеп.
Температура, при которой начинается заметная водородная кор-
розия и падение пластичности стали, при прочих равных условиях тем
ниже, чем выше давление воздействующего водорода, как можно ви-
деть, например, из рис. 356. При давлении 9000 ат Бриджмен наблю-
дал водородную хрупкость у стали и при комнатной температуре. Не-
давно в зарубежной литературе сообщалось [853] о наблюдавшемся
резком увеличении хрупкости стали в результате воздействия водоро-
да при комнатной температуре, но под давлением 2000 ат.
Большое влияние оказывает длительность воздействия водорода
[см. 483, 819]. Из рис. 355 [685], относящегося к ненагруженным образ-
цам из стали N 10 (сталь 13 в табл. 99), видно, что с увеличением дли-
тельности воздействия водорода усиливается и роль давления: разли-
чие в степени понижения ф при давлении 700 и 225 ат становится все
больше. На той же стали часто наблюдались, однако, случаи [cM. 6851,
когда заметная водородная коррозия при температуре о60' и давлении
700 ат начиналась только через 400 — 600 и даже через 1000 час. В свя-
зи с этим в Германии для водородоустойчивой стали была предложена
характеристика, названная «водородной длительной стойкостью» и
представляющая собой время, через которое сталь разрушается при
данных значениях температуры и давления водорода.
Механизм действия водорода на сталь может быть разным в за-
висимости от температуры и, главным образом, от его парциального
давления. При высокой температуре и атмосферном давлении водород
вызывает обезуглероживание поверхности стали, совершающееся за
счет того, что углерод диффундирует из внутренних слоев в наруж-
ный, где он реагирует с водородом, образуя метан. В этом случае до.
полнительную, иногда весьма важную, роль в процессе обезуглерожн-
вания может играть содержащаяся в водороде примесь кислорода.

СТАЛИ, УСТОЙЧИВЫЕ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ВОДОРОДА
581
Влияние скорости охлаждения'
Влияние содержания углерода1
~ооу
ЬН
do
скорость
охлаждения
град/мин
100%
ь!
~о
5d
— ° 100%
do
С, %
0,78О, С
0,05% С
1,5
2,17
2,17
3,00
5,02
0,00
0,33
0,50
1,00
0,37
0,18
0,55
1,11
1,48
2,39
0,33
0,33
0,67
1,33
1,66
2,83
-4
10
16
36
500
0,05
0,17
0,35
0,58
0,78
1,02
' Условия опыта: температура 450', давление 200 ат, продолжительность 100 час.
2 Условия опыта: температура 500, давление 310 ат, продолжительность 50 час.
При высоком же давлении атомарный водород, образующийся в ре-
зультате различных коррозионных процессов, проникает в сталь, диф-
фундируя с наибольшей скоростью по границам зерен, вследствие их
полуупорядоченного строения и повышенной свободной энергии. Часть
водорода при этом поглощается (абсорбируется) сталью, вызывая по-
нижение ее механических свойств, особенно пластичности. Механиче-
ские свойства стали понижаются еще более заметно при увеличении
скорости охлаждения образцов после насыщения их водородом, так
как при этом увеличивается степень пересыщения стали водородом.
Это изменение свойств обратимо, т. е. свойства могут быть полностью
восстановлены термической обработкой, приводящей к удалению из
стали поглощенного ею водорода. Правда, в работающих изделиях
использовать такую обработку не всегда возможно.
Поглощенный сталью водород может вызвать и образование фло-
кенов, которые, по нашим представлениям (см. стр. 303 H [817], воз-
никают во время удаления его из стали по механизму теплового взры-
ва за счет энергии связи, освобождающейся в течение очень малого
промежутка времени при образовании молекулярного водорода из
атомарного. В работающих деталях это может иметь место при бы-
стром спаде давления и температуры. Флокены образуются при тем-
пературах ниже 250 — 300', в том числе очень часто при комнатной
температуре. В случае удаления большого количества поглощенного
сталью водорода многочисленные и сравнительно мощные очаги взры-
ва могут вызвать и разбухание стали. При обезуглероживании, сопро-
вождающемся образованием метана, количество освобождающейся
энергии больше, чем при образовании молекулярного водорода из ато-
марного. Поэтому разбухание стали должно быть тем сильнее, чем
больше степень обезуглероживания, а следовательно, чем выше содер-
жание углерода в стали. В том же направлении должно влиять увели-
чение скорости охлаждения, приводящее к большей степени пересыще-
ния твердого раствора водородом. Влияние обоих этих факторов на
разбухание подтверждается данными табл. 98 [483].
Однако наибольшую опасность разрушения вызывает х и м и ч е-
с к о е действие проникающего в сталь атомарного водорода, заклю-
чающееся в разложении карбидов и обезуглероживании. С учетом уже
Таблица 98
Влияние углерода и скорости охлаждения на разбухание углеродистой
стали в результате воздействия водорода под давлением п ри повышенных температурах

ЛЕГHPOBAHHE &gt;КАРОУПОР О И ТЕПЛОУСТОЙЧИ ОЙ СТ
упомянутого факта, что заметная водородная коррозия часто начина-
ется только через очень длительное время, была выдвинута гипотеза
16851, согласно которой следует различать два этапа воздействия во-
дорода. На первом этапе водород реагирует с карбидами, располо-
женными в граничном слое зерна, в результате чего в последнем об.
разуется метан и повышается давление. Первый этап протекает срав-
нительно быстро, а получаемое при этом понижение пластичности ста-
ли тем значительнее, чем больше количество углерода в граничном
слое зерна. У одних сталей пластичность на первом этапе может, сле-
довательно, понижаться быстро, у других медленно. На втором эта-
пе углерод, растворенный в феррите, диффундирует к границам зерен;
затем начинается диссоциация карбидов, расположенных в объеме
зерен, причем освобождающийся углерод через основную массу так-
же диффундирует к границам. При рабочей температуре скорость
диффузии углерода еще очень мала, вследствие чего водородная кор-
розия, обусловленная процессами второго этапа, может начаться
только через весьма длительное время.
Эта гипотеза, помимо непосредственно наблюдаемых изменений
микроструктуры, до некоторой степени подтверждается тем, что раз-
рушение, вызванное высокотемпературной водородной коррозией, поч-
ти всегда межкристаллическое. В пользу гипотезы свидетельствует и
тот факт, что разные плавки стали одного состава и одинаково термиче-
ски об~работанной часто обладают разной водородоустойчивостью.
Из сказанного выше следует, что решающее значение для устой-
чивости стали против воздействия водорода при высоких температу-
рах и давлениях имеет стойкость содержащихся в ней карбидов и ско-
рость диффузии углерода. Естественно поэтому ожидать, что наимень-
шей устойчивостью должны обладать углеродистые стали. Исследова-
ниями и практикой установлено (см. 6851, что углеродистые стали
(отожженные) с учетом ускоряющего влияния остаточных напряжений
нли наклепа при давлении больше 300 ат можно применять до темпе-
ратур не выше -225' (см. также рис. 356). При давлении до 100 аг
можно применять обычные низколегированные котельные стали даже
до сравнительно высоких температур. Из легирующих элементов мар-
ганец, кремний, никель практически не повышают водородоустойчи-
вости стали. Обратимые изменения свойств, обусловленные поглоще-
нием водорода, никель даже усиливает.
Основной путь повышения водородоустойчивости стали заключа-
ется в легировании ее элементами, образующими стойкие карбиды и
уменьшающими скорость диффузии углерода. К таким элементам от-
носятся: хром, молибден, вольфрам, ванадий, титан, ниобий, цирконий.
Систематические исследования, проводившиеся при длительности воз-
действия водорода только 100 час. [818], показали, что при давлении
300 ат сталь с ~1'% Сг устойчива до 440', сталь с 2% Сг — до 480' и с
3% Сг — до 510'. При содержании в стали больше 3,2% Cr ее водо-
родоустойчивость скачкообразно повышалась до 625'. Такое же рез-
кое повышение устойчивости наблюдалось под влиянием ванадия, ти-
тана, ниобия и циркония, начиная с .некоторого небольшого содержа-
ния их в стали. Молибден и вольфрам влияли сильнее хрома. Более
поздние исследования, проводившиеся применительно к давлению
700 ат и при длительности воздействия водорода 2000 — 3000 час. и с
учетом нагрузки,[см. 6851, показали, что хром играет особенно важную
роль в повышении водородоустойчивости стали. При температурах до
400' и в этих условиях достаточно устойчива сталь с 2,5% Сг. Для ра-

СТАЛИ, УСТОЙЧИВЫЕ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ВОДОРОДА
683
боты при более высоких температурах требуемая устойчивость может
быть достигнута дополнительным легированием ее указанными выше
карбидообразующими элементами, особенно молибденом, вольфрамом
и ванадием — отдельно или в различных сочетаниях друг с другом. Ва-
надий влияет сильнее молибдена и вольфрама.
Существенное вредное влияние оказывают многие примеси, содер-
жащиеся в стали. Даже незначительные количества сульфидов,
мышьяка, фосфора, сурьмы понижают водородоустойчивость стали.
Предполагают [см. 820], что такие примеси активируют поверхность в
'FQM смысле, что атомы водорода проникают в сталь раньше, чем они
успевают ассоциировать в молекулы. Поэтому малое содержание при-
месей в водородоустойчивой стали имеет важное значение.
Практически состав стали выбирается с учетом не только ее устой-
чивости против воздействия водорода, но и требуемой теплоустойчиво-
сти, жаростойкости, технологических свойств и т. д. Это можно видеть
на примере некоторых приведенных в табл. 99 и 100 сталей, применяю-
щихся в ГДР и ФРГ [481]. Стали 1 — 3 применяются в установках дегид-
рирования при температурах до 570' и давлении -60 ат. Основными
требованиями здесь являются, следовательно, теплоустойчивость и жа-
ростойкость. Поэтому стали содержат только 1,2 — 1,7О/р С1, до 1,5'/, Si
и мало углерода. Последнее важно также из соображений хорошей
свариваемости. Для некоторых деталей таких установок применяются
стали, содержащие еще меньше хрома (1 — 1,2'/ц) и нормальное коли-
чество кремния.
Стали 4 — 8применяются в установках, ,работающих при сравни-
тельно низких температурах, до -300'. В этом случае, наоборот, водоро-
доустойчивость более важна, чем теплоустойчивость. Поэтому стали со-
держат 2,3 — 2,8'/р Сг, а предназначенные для крупных поковок (стали
4 и 5) — и 0,8'/, Ni для повышения прокаливаемости и прорабатываемо-
сти. Низкое содержание углерода в сталях 6 — 8 сообщает им хорошую
свариваемость. Среди этих сталей имеются стали с молибденом, без не-
го и с ванадием.
В наиболее ответственных случаях, когда изделия должны обладать
одновременно и водородоустойчивостью и теплоустойчивостью, приме-
няются стали 9 — 13. «Полужаростойкая» сталь 9 обладает наибольшей
водородоустойчивостью, повышенной стойкостью против коррозии и про-
тив воздействия сероводорода, но пониженной теплоустойчивостью
(см. табл. 100), и применяется для ограниченной номенклатуры деталей,
особенно для пружин манометров. В остальных сталях этой группы со-
держание хрома не превышает 3'/р, что в сочетании с другими карбида.
образующими элементами обеспечивает достаточно высокую водородо-
устойчивость даже при давлении больше 700 ат наряду с удовлетвори-
тельной нли большой теплоустойчивостью. Разное содержание молиб-
дена, вольфрама и ванадия в сталях 10 — 12 отражает стремление к эко-
номии дорогих легирующих элементов в тех случаях, когда требуемые
свойства это допускают.
Наилучшим сочетанием свойств (табл. 100) обладает сталь 13
табл. 99. Имеются сообщения [см. 685], что трубы из этой стали при
температуре 520 и давлении водорода 700 ат проработали в течение
20 000 час. до разрушения. Ее ~водородоустойчиво~сть может быть еще
дополнительно увеличена повышением содержания молибдена до 0,8'/р.
Большую роль в этой стали играют стойкие карбиды ванадия, вернее
сложные карбиды. 1~ак указывалось на стр. 539, сталь приблизительно
такого же состава (8 в табл. 91) в последние годы применяется и как

584
oo I 11
1 ! 11 !
111
в
О
! о
1
1О СЧ с~
СЧ С'4 ! СЧ
ОО О
1 11!
О О
л
111! !
11 !
а
О
~О aQ
сО cD OQ
Щ л л а
° ОООО
oo I !1
hh
О» «О
О
U3 ~О
cQ cQ
О О
СЧ CD СЬ СЧ
&l ;О ~0 oO
л в л л
ОООО
О О
11
111
СЧ
О О
О О
ф
~е
v
о
v
Ф,'Е3
Х
Х
v
Х
И
х
Х
л
х
йЯ
CO
i»
И
~О ~О
LL3
л а
ОО
оо111
ЛЛ
О
О
! o
О
! ! Ф4 ~!
ОО
о
111
в л
ОО
М
3
эх
ф~ъ
О
й(
С4
О
О
й(
й4
~е
и
о
° ВЮ
Ю
1'
а
Б
И
о
Q.
И
С~~ OO О
Щ
«СЧ СЧ CQ
D CO OQ
в аЩ а
СОСО СЧ -СЧ
(1'
Щ а
а еЧ еч
11
А~СЧ
О О СЬ СЬ
л а л а
С~~ ~О СЧ СЧ
! 1сч
са СЧ А~О
осч ! 1
А~~~
~О ~О
° OQ «
OOD -О
° «а а л
ООООО
11111
~О ~О
в вЩ
ОО
Cg
о
Х
х
И
ж
к
1111
-!ь !
~vm
О О
! о
о о
° л
ОО
~О ЪО СО CQ СО
СЧ СЧ
«ОО О
ОО
К
3
С4
О
Ф с~' т' Ф'
а r а в ь
ООООО
1111
1 1 I oo
VV
ЧЧv ЧЧ
О О ~Ф' Ж Ж
СЧ СЧ 6Ч СЧ СЧ
л а л а а
ООООО
О cQ
СОСО СЧ ю
а а «СЧ а
О О О' О
CO
CO
i»
О
И
СЧ Ф С~~
СЧ СЧ СЧ СЧ
л а л
ОООО
11 lo I
СЧ СЧ СЧ
1111 !
~О ~О О~ OO OQ
а л л «л
ООО ОС
ОО
О О
эх
Х
° °
Ю
х
ж
Ю
:г
Cg
О')
о
КЭ
&l ;
~~и~~
'~,',~ О
RR~K~
Д~ м
й;
о
Х
'Ф iО cD ~ oO
ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОй СТАЛИ
ф
о
f
Ж
X
х
Q.
И
° ~
о
ж
ф
о
й~
и
1
С'Ъ
1
ЗЯ
i
Р
Х
ж
4J
о
'Q
O
Щ
1
С&
CC
Ф
й'
с0
~е
Р
2
~е
53
к
О.
Щ
ф
Ю
2
ж
~е
2
И
о
1
1
х
й'
Щ
3
О

СТАЛИ, УСТОЙЧИВЫЕ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ВОДОРОДА
585
Таблица ЫО
Важнейшие свойства некоторых водородоустойчивых сталей.
Химический состав приведен в табл. 99
Длительная проч-
ность, кг/мм',
при температуре
oG
Ф
° °
ж
й~
63
~.ю
v
Механические свойства при
комнатной температуре
Водородо-
устойчивость
при давлении
700 ат до
температуры
oG
Жаростой-
кость до
температуры
oG
а
S
кг/мм2
а,
кг/мм2
а
кгм/см-
500
550
)27
)22
35
)22
~22
О20
)10
) 5
) 8
-600
-600
-600
45 — 60
40 — 50
55
7
7 — 8
6
10
12 — 13
9
55 — 75
70 — 85
75 — 90
80 — 95
80 — 95
23 — 18
)16
&gt
&gt
12
)35
)45
)50
&gt
)50
9
10
11
12
13
7
)10
12
1 14~[с
21
25&l
29
33
37
600
550,
530
530 вЂ 5
6 — 82*
з*
6з*
6
11
18
21
23
26
" Номер соответствует номеру стали в табл. 99.
'» На продольных образцах. На поперечных 3 — 4 кгм/см'.
з» На продольных образцах. На поперечных 4 кгм/см'.
4» Разные значения в зависимости оТ условий закалки и отпуска.
' О свойствах этой стали отечественного производства (ЭИ579) см. В. Г. g ь я ко в.
Металловедение и обработка металлов, № 9, 1957, стр. 9.
наиболее теплоустойчивая среди сталей перлитнаго класса для весьма
ответственных деталей паровых и газовых турбин. Из 1абл. 100 'видно,
что ее теплоустойчивость можно регулиравать, варьируя условия закал-
ки и отпуска '. Сваривается она в отожженнам состоянии, причем элект-
росварка для нее не рекомендуется.
Стали 14 — 17 в табл. 99 представляют собой опытные варианты
[cM. 821] сталей 12 и 13: без молибдена (стали 14 и 15), без вольфрама
(сталь 16) и с вольфрамом (сталь 17), но с еще более высоким содер-
жанием ванадия, чем в стали 13. Однако стали без молибдена облада-
ют более высокой чувствительностью к тепловой хрупкости. Сообщает-
ся также,о том, что запланиро~вано применение хромистой стали, ле-
гированной дополнительно только титаном. По своей теплоустойчиво-
сти опытные стали близки к стали 13. При длительности 100 час. они
устойчивы против воздействия водорода при давлении 700 ат до тем-
пературы 600'.
Стали, аналогичные приведенным в табл. 99, были разработаны и
применяются в качестве водородоустойч~ивых также в Советском Сою-
3е (|стали ЭИ150, ЭИ151, ЭИ152 [456], ЭИ415 и др.) и в других странах.
Советскими исследователями [456] была также предложена сталь, со-
держащая 2,5'/о Сг и 0,5 — 0,6о/o Ti. На графике рис. 356 [820], постро-
енном на основании результатов промышленного опыта, показан интер-
вал температур и давлений водорода, в котором оказались достаточ-

586
но устойчивыми и рекомендуются к применению стали различных типов
в США. На верхних ступенях мы видим здесь также стали с 3% Cr u
0,5% Мо, с 0,6% Cr и 0 5% Мо и сталь с 3'/, Cr, 0,5% Мо, 0,5% W u
0,75% V, т. е. аналогичную стали 13 в табл. 99. В США предполагают,
что разработанная в последние годы стойкая против графитизации теп-
лоустойчивая сталь с 0,5% Сг и 0,5% Мо также будет успешно пр~име-
7g
Рис. 35б. Интервал рабочих температур и давлений водорода, при
которых примвняются углеродистая и различные легироваыные
стали в США:
водородная коррозия; — — — — — поверхностное ооезуглероживание
няться в качестве водородоустойчивой, занимая промежуточное поло-
жение между ~сталью с 0,5% Мо и сталью с 1% Cr и 0,5% Мо.
Болыпое влияние на устойчивость стали потратив воздействия водо-
рода при высоких давлениях и температурах оказывает ее структура и,
соответственно, услов~ия тер~мической обработки. Наименьшей устойчи-
востью обладает сталь с мартенситной структурой. Объясняется это.
очевидно, тем, что при такой структуре не затрачивается энергии на
диссоциацию карбидов (вернее, затрачивается меньше энергии, так как
часть карбидов при рабочей температуре может выделиться обратно).
и обезуглероживание определяется в основном скоростью диффузии уг-
лерода. Пра~ктически мартенситная структура может получиться в зо-
не термического воздействия сварного шва в случае, если сталь подвер-
гается сварке без последующего отпуска этой зоны.
Наибольшая водородоустойчивость наблюдается после закалки и
высокого отпуска. При этом, как видно, например, из рис. 355, для ста-
ли типа N10 (13 в табл. 99), большое влияние оказывает не только тем-
пература отпуска, но и скорость охлаждения при закалке. Охлаждение
на воздухе дает лучшие результаты, чем в масле, несмигря на то, что
на воздухе охлаждались образцы, заведомо перегретые, что при прочих
равных условиях сказывается весьма отри)цательно. Обычно температура
закалки выбирается исходя из необходимости перевода в раствор стой-
ких карбидов и колеблется в пределах 900 — 1050 в зависимости от сте-
пени легированности стали, главным образом ванадием. Температура
Ю5'
7Я'
700
650
я
й540
~~F80
~~~z
&lt
3+ gg
260
20
ЮО
95
ЛЕГИРОВАНИЕ 7КАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
&lt 05 НО Л5 70 80 20 ЯО 00
Падциальное дарение бодорода. кг/сн~

СТАЛИ, УСТОЙЧИВЫЕ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ВОДОРОДА
587
отпуска должна обеспечить наилучшее сочетание водородоустойчиво-
сти и теплоустойчивости и, в частности, для сталей 9 — 13 табл. 99 обыч-
но составляет 680 вЂ 7'.
Для деталей, работающих при давлении водорода больше 700 ат и
(или) температуре выше -520' начинают применять стали с 11 — 13%
Cr при -0,1% С, в том числе легированные дополнительно молибденом,
ванадием, вольфрамом и т. п. Полуферритные стали с 17% Cr мало при-
годны для этой цели и вследствие их недостаточной жаропрочности и
100
ГО
&l
20
45'
!О
8
%~
1
8
1
Ъ
г
О /
08
06'
08
0
0Р
0,2
&lt 70 10 бО ОО 50
Темлерал~ура', т~'
47g 210 260 300 350 4ОО
~емлература. T'
Рис. 357 Влияние температуры на устойчивость разных сталей в
смеси 50% Со + 59/о Н2. Скорость пропускаиия 5 м'/час. Длитель-
ность испытания 72 часа.
) — котельная сталь; 2 — N5 (0,12'/о С; 3,3% Сг; 0,3% Мо), 3 — 18-8 с титаном;
4 — цинкованная котельная сталь; 5 — Ст. А (30% Сг), Ст. Б (0,1% С; 25 ~o С~
20'/o Ni; 2,5% Sl); медь
вследствие присущих им других недостатков, в частности их склонно-
сти к 475-градусной хрупкости. В наиболее же тяжелых условиях мо-
гут рабо1ать аустенитные жаропрочные стали, как хромоникелевые, так
н хромомарганцовистые и хромомарганцевоникелевые, дополнительно
легированные другими элементами (см. стр. 549), но имеющие доста-
точно стабильную аустенитную структуру. Для повышения жаропроч-
ности они могут подвергаться полугорячему наклепу.
Перлитные стали недостаточно пригодны и в тех случаях, когда
на деталь во время службы одновременно с водородом воздействуют и
некоторые другие среды. При соприкосновении детали с горячим аммиа-
ком последний диссоциирует, и поверхностный слой стали азотируется.
Это вызывает хрупкость, которая сказывается особенно заметно у тон-
костенных изделий, где доля азотированного слоя в общей толщине

588
ЛЕГHPOBAHHE ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
' В смеси, состоящей из 20 частей порошка цинка и 80 частей А403, при 820—
850' в струе водорода.
стенки больше. Склонностью к азотированию обладают, однако, и вы-
сокохромистые, а также аустен~нтные стали. В этом отношении они, сле-
довательно, не ымеют ~серьезных преимуществ перед перлитными.
Против воздействия сероводорода в установках для гидрогенизации
топлива перлитные стали, особенно с (3% Сг, неустойчивы. Их устой-
чивость может быть сильно повышена диффузионным цинкованием'
[685]. Уже в количестве 5 — 6'/о хром сообщает, стали повышенную устой-
чивость против ~сероводорода. Наиболее устойчивы стали с 11 — 13'/, Сг
и аустенитные, в частности типа Х18Н9, которые и применяют в таких
условиях в последнее время. Аустенитные стали, в отличие от перлит-
ных, устойчивы также потратив воздействия алдола и жирных ~кислот.
Против воздействия окиси углерода (в установках синтеза метано-
ла и др.) устойчивость стали мала вследствие образования пентакар-
бонила железа. Из пр~иведенных на рис. 357 результатов исследования
1685] некоторых сталей в смеси водорода и окиси углерода видно, что
при 250 — 260' наблюдается максимум потерь. При температурах же вы-
ше 400 воздействие п~рекращается, что вытекает из условий равновесия
реакции образования карбонила. Следовательно, при давлении 250—
300 ат и рабочей температуре выше 350 достаточно устойчивы все ле-
гированные стали. При том же давлении, но температуре ниже 350'
(рис. 357, a), удовлетворительной стойкостью обладает аустенитная сталь
типа 1Х18Н9Т и полностью устойчивы ЗОО/о-ная хромистая сталь (А) и
аустенитная (Б). Обе они не уступают меди (сплав меди с 1,5 — 2'/o Mn),
применяемой обычно для таких деталей. Высокая стойкость предпола-
гается также [685] у хромомарганцовистой аустенитной стали. При дав-
лении 700 ат воздействие окиси углерода резака усиливается (рис. 357, 6).
В этих условиях устойчивы не меньше меди только высокохромистая
сталь А и аустенитная сталь Б.

Х. Легирование нержавеющей
и кислотостойкой стали
Стали данного типа, кроме коррозионной стойкости в тех или иных
средах, должны обладать и различными другими свойствами. Чаще все-
го их применяют для деталей различных машин и аппаратов. Поэтому
они должны обладать и достаточно высокими механическими свойства-
ми. Если такая сталь предназначена для изготовления нержавеющих
инструментов, она должна обладать высокой твердостью и износостой-
костью. Нержавеющие и кислотосгойкие стали широко используются
также в качестве теплоустойчивых и жароупорных. С этой стороны они
были рассмотрены в предыдущей главе. Наконец, от нержавеющих и
кислотостойких сталей, как и от большинства сталей другого назначе-
ния, требуются хорошие или удовлетворительные технологические свой-
ства: обрабатываемость резанием, деформируемость в горячем и холод-
ном состоянии, свариваемость и др.
1. ОСНОВНЫЕ ПРИНЦИПЫ СОЗДАНИЯ
КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
Вопросам теории коррозии посвящен ряд специальных трудов (485,
489, 488, 778 и др.]. Мы коснемся поэтому только осно~вных принципов,
знание которых нео~бходимо для уяснения природы влияния легирующих
элементов и структуры сплава, определяющего в свою очередь пути
создания коррозионностойких сталей и сплавов, главным образом на
железной основе.
Различают химическую и электрохимичеакую коррозию. Частным
случаем химической коррозии, прои которой металл или сплав непос-
редственно взаимодействует со средой, является газовая коррозия при
высоких температурах, определяющая степень жаростойкости стали или
сплава. Химической коррозии подвергается сталь также в некоторых
жидкостях и в чистом, сухом воздухе. Последний случай является, од-
нако, весьма редким. В действительности в воздухе обычно содержатся
различные примеси и влага. Поэтому атмосферная коррозия, IKBK пра-
вило, является разновидностью электрохимической коррозии, к которой
относится большинство важнейших видов коррозии, с которыми прихо-
дится иметь дело при соприкосновении стали с растворам~и различных
кислот, щелочей и ~рядом других жидких сред.
Из разнообразных чипов коррозионного поражения металлов и спла-
вов наиболее неблагоприятна местная коррозия, к которой относятся
коррозия пятнами, точечная и межкристаллитная коррозия..Особенно

590
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
опасна межкристаллитная коррозия, так как в этом случае наблюдается
одновременно резкое ухудшение механических свойств сплава.
При химической коррозии на поверхности металла образуется
пленка, которая при определенных условиях может играть роль защит-
ной, препятствуя дальнейшему контакту металла со средой. В частном,
но наиболее важном для практики случае окислительных процессов об-
разующаяся на поверхности металла или сплава пленка состоит ~из окис-
лов металла или различных компонентов сплава. При комнатной тем-
пературе скорость диффузии кислорода из среды через окисную пленку,
а также атомов металла или составляющих сплава в обратном направ-
лении ничтожно мала. Поэтому толщина защитной пленки в этих усло-
виях чрезвычайно мала и колеблется у разных активных металлов (Al,
о
Fe, Cr, Ni и др.) в пределах 20 — 50 А. На железе, как показывают элек-
тронографические исследования [779], окисная пленка по толщине со-
стоит приблизительно из двух элементарных ячеек Y-FeqOq, т. е. ее тал-
о
шина составляет 16 — 18 А. На кислотостойкой стали толщина пленки по
о
одним данным составляет 10 — 50 А, по другим — в зависимости от каче-
ства полировки поверхности, может быть и значительно больше. Во
всех случаях окисная пленка бесцветна и прозрачна, но вследствие
отсутствия диффузии и при таких малых толщинах может оказывать
защитное действие, если Она обладает достаточной плотностью и стои-
костью против воздействия данной среды.
Защитный слой образуется также на ряде металлов, например на
железе, никеле, кобальте, хроме и др., прн воздействии на них опреде-
ленных окислителей, что сообщает им высокую химическую стойкость
против тех же окислителей в значительном диапазоне концентраций
последних. Это явление, называемое пассивированием металлов, чаще
всего сопровождается повышением их электродного потенциала. У не-
которых металлов, например у хрома, электродный потенциал при этом
вместо отрицательного становится положительным, по значению близ-
ким к окислительно-восстановительному потенциалу среды. Эти метал-
лы, следовательно, для определенных условий как бы превращаются из
неблагородных в благородные. Способность соответственных металлов
к пассивированию сохраняется в той или иной степени и в том случае„
когда они входят в состав сплавов.
П р и р о д а искусственного защитного слоя, образующегося на
металлах при пассивировании, еще Н0 вполне выяснена. В соответствии
r. гипотезой Фарадея и теорией, развитой акад. В. А. кистяковским, этот
защитный слой также представляет собой тончайшую окисную плен-
ку. Согласно другой теории, каталитическое защитпое действие оказы-
вает адсорбированный поверхностным слоем металла кислород. По вто-
рому механизму пассивными могут стать и такие металлы и сплавы,
кото~рые прп данных условиях не образуют окислов, например платина
в растворе соляной кислоты [780]. Экспериментальные данные для не-
которых металлов и сплавов пока еще расходятся. В частности, для же-
леза электронографические исследования [779] показали, что прп пасси-
вировании на нем образуется окисная пленка, состоящая из чрезвычай-
но мелких кристалли~ков кубической Y-FBgOg. Но высказывалось и мне-
ние, что эта окисная пленка находится в аморфном состочнии. Исследо-
вания же методом электропроводности [781] свидетельствуют о том, что
пассивное состояние железа обусловлено образованием на его поверхно-
сти весьма тонкого и неустой~~~~вого адсорбированного слоя кислорода.
Для нержавеющих хромистых сталей имеются данные, позволяющи

КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
591
считать, что основной причиной их стойкости в окислительных средах
также является образован~ие адсорбированного слоя кислорода [606].
В другой же работе [781] показано, что на пассивной нержавеющей ста-
ли имеется окисная пленка, но высказывается предположение об од-
новременном наличии на ней (под пленкой и в порах) и адсорбирован-
ного слоя кислорода. При этом речь идет не о «слабой», физической ад-
сорбции, а о хемосорбции, глубоком внедрении кислорода в металл.
Такое предположение кажется наиболее вероятным для многих слу-
чаев и в настоящее время получает все большее признание [778]. В част-
ности, именно сочетанием фазовой и адсорбционной пленок наиболее
просто можно объяснить большую устойчивость пассивного состояния
нержавеющих сталей, отличающую их от железа, несмотря на то, что
толщина защитной пленки на нержавеющих сталях и железе практи-
чески одинакова.
Состав и строение, а следовательно, и защитные свойства окисной
пленки, образующейся на воздухе и в окислительных средах на поверх-
ности сплавов, зависят от состава сплавов. На хромистсй стали пленка
обогащена окислом хрома. У стали, содержащей 18'/о Сг и 80~ Ni, в
пленке, кроме окисла железа, также был найден только окисел хрома,
кол~ичество которого колеблется в широких пределах, доходя до 90'/р.
У такой же стали с молибденом в отделенной пленке было найдено
53О/д Fe203. ,32О/д CrO& t и 12 /, Мо &gt;. кислы ик ля в всех с у
пленке отсутствовали. Пленка, обогащенная окислами хрома, по-види-
мому, в сочетании с адсо~рбционным слоем сообшает железным сплавам
наилучшие защитные свойства.
Эл е~ктрохи:ми ческая ко р р аз и я металлов и сплавов,
имеющая место в растворах, есть процесс электрохимического окисления,
т. е. сопровождающегося нарушением электрической нейтральности и
возникновением скачка потенциала на границе металл — раствор. Ионы
металла частично выходят из кристаллической решетки в жидкую фазу,
так как это приводит к уменьшению свободной энергии системы. Отно
сительной характеристикой изменения свободной энергии при окисле-
нии разных металлов, а следовательно, и их термодинамической устой-
чивости могут служить значен~ия нормального или стандартного элект-
родного потенциала, который представляет собой равновесный потен-
циал металла при активности его собственных ионов в растворе, равной
единице. В табл. 101 [197, 778] приведены для некоторых металлов зна-
чения стандартного потенциала по водородной шкале, при которой по-
тенциал водородного электрода прин|имается за нуль. Для металлов,
склонных к пассивнрованию, потенциалы соответствуют их активному
СОС'РОЯ НИ.'О.
При достижении равновесного потенциала, соответствующего мини-
муму свободной энергии системы, процесс окисления металла должен
был бы прекратиться. Однако равновесный потенциал не достигается, и
процесс электрохимической коррозии продолжается, если одновремен-
но с окислитсльным или анодным процессом протекает восстановитель-
ный нли катодный процесс (катодная деполяризация). Последний мо.
жет заключаться в восстановлении многих веществ [см. 778, табл. 2], в
частности содержащихся в растворе ионов другого металла нли кисло-
рода. Необходимым условием для этого является отрицательное суммар-
»е изменение свободной энергии системы, т. е. восстанавливаемый ме-
талл должен иметь более положительный равновесный потенциал, чем
растворяющийся (при процессе восстановления следует взять знак по-
тенциала, обратный приведенному в табл. 111 для процесса окисления).

592
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОй СТАЛИ
Таблица 101
Нормальные электродные потенциалы некоторых металлов
Потенци-
ал, в
Потен-
Металч и окислительная реакция
Металл и окислительная реакция
Мд —: Мд++ ~2е
Be ~ Be++ + 2е
А1-» А1+++ + Зе
т т1++ +
Mn~ Nn+++â€”
Zn ~Zn++ + 2е
Сг -» Сг+++ + зе
Fe ~ Fe++ + 2e
Cd ~ Cd++ + 2&
Co Co++ + 2
щ » щ++ + 2е
Mo — Mo+++ + З
чп»чп++ +2е
pb «р~+++2е
Fe ~ Fe++++ Зе
Н ~2Н+ +2е
Cè,- Cè,+++2
Си» Си+ +е
2Нд-: Hg + 2e
Ag~ Ag++e
Нд- Нд+++2
р~1» Pd+++ 2е
р~ » р~+++ 2е
Au -+ Au++++
— 2,37
— 1,85
— 1,66
— 1,63
— 1,18
— 0,763
— 0,74
— 0,440
— 0,403
— О, 277
— 0,250
— 0,20
— 0,136
— О, 126
— 0,03б
О, 000
~-0,ЗЗ7
+0,521
+0,789
+0,799
+0,854
+0,987
~1,2
+1,50
В наиболее важном частном случае окисление, например железа и et'o
сплавов, протекает за счет восстановления ионов водорода
2Н++ 2е — » Н,.
При рассмотрении механизма и кинетики процесса электрохими-
ческой коррозии теория м~икроэлементов, развиваемая в Советском Сою-
зе школой Г. В. Акимова [485, 778 и др.], исходит из того, что анодный
и катодный процессы локализованы в отдельных ~микроучастках (гете-
рогенно-электрохимический механизм). Согласно этой теории, поверх-
ность металла ил~и сплава при соприкосновении с жидкой средой под
влиянием разных факторов, например многофазности сплава, загряз-
нений и напряженных учасжов, неоднородности защитных пленок и жид-
кой среды и т. п., приобретает неодинаковые потенциалы во всех своих
точках. Вследствие этого возникают гальван~ические макро- или мик-
роэлементы, и анодные участки разрушаются.
Однако действию гальванических элементов часто ошибочно при-
писывают .решающую роль в протекании коррозионного процесса. В
действительности, как показано было в ряде работ [778], возникновение
гальванических элементов является только одним из возможных путей
перехода системы в термодинамически более устойчивое состояние, ко-
торый энергетически выгоднее и ведет g дальнейшему ускорению кор-
розионного процесса. Более того, как показал А. И. Шултин [626, 782],
процесс коррозии может протекать и тогда, когда потенциал Во всех
точках поверхности металла совершенно одинаков. Наличие же в ме
талле или сплаве катодных участков может ускорять течение процесса
вследствие того, что на этих участках энергия активации выделения во-
дорода меньше или, что то же самое, меньше перенапряжение реак-
ции восстановления водорода. Перенап~ряжение водорода при прочих
равных условиях зависит от природы металла [197, 867] и связывается,
в частности, с его способностью растворять водород.
Роль омического фактора в скорости протекания коррозионного
процесса при работе микроэлементов в электролитах во всяком случае
очень мала. Но в условиях образования макроэлементов роль омическо-

КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
593
го фактора считают значительной [778]. Проведенный же А. И. Ш лти.
ным 782] расчет показал, что роль омическ
ческого сопротивления раство-
ныхп о е
р, д же в предположении значительной лакал
лизации акодных и катод-
роцессов, весьма мала: «кинетический вес» э
вышает е ин~и
с» этого фактора не пре-
д ~ ц процентов. Поэтому для описания п оцесса ко
и его кинетики ~можно пользовать
ото6 ажающими
ваться только поляризационными кривыми,
ото ражающими роль определяющих факторов процесса.
В качестве иллюстрации, которая 6 дет нам нео
приведены схемы поляризационных кривых
Бь
прощенно изо раженных прямыми) для случая ко
~х сплачивав. Равновесные потенциалы, ст емя неся
я ррозии дв х аз-
У
, CTpBMSi~HBCH QCTMiOBHTbiCSI B дан-
а ют изменение силы анодного тока для кажд ф . Л
ои из ~аз. иния катод-
Рис. 358. Схемы поля иза и н
р и о ных кривых для случая коррозии двухфазных
сплавов
ных токов 3 выходит из т
д очки, соответствующей равновесному окисли-
чельно-восстановительному потенциалу раство Е
жение еак ии в
у р с~~ора &lt; з. ли перенап
ме ст
реакции восстановления на обеих фазах одно и т ж,
установится стационарный потенциал ~р'„(рис. 358 а) Фаза бу-
7 °
дет при этом корродировать со скоростью г = t а ф 2
'1 = E2, а фаза поляризова-
катодно (q:„(у~) и корродировать «е будет. Если перенап яже-
ние реакции восстановления на фазе 2 меньше, чем на фазе 1 6
M на фазе, и изо ра-
ей, выходящеи из той ме точки ~рз, установится стацио-
нарный потенциал " . к
~р,",. Скорость коррозии первой фазы при этом воз-
растет и удет пропорциональна гз = ~4 + гз но катоднь 6
асп е е
ы и ТОК удРт
р р д лен по обеим фазам: на вторую фазу придетс
т я ток t4, на пер-
на обеих фазах.
— ток i5. ~иния показывает суммарную скорость восстановл ения
Схема, изображенная на и
рис. 358, б, соответствует случаю, когда
и анздпыи ток будет распределен по обеим фазам корродирующего спла-
рис. 358, а, показывает суммарные катодные
токи, а линия б — суммарные анодные токи. В этом случае в системе с-
тановится стационарный потенциал р, соотв
ме ус-
~р „, соответствующий равенству то-
ков 4 4 = ~3 4 ри этом будут разрушаться обе фазы сплава: фа-
за со скоростью г и ~аза 2
ф 2 со скоростью t» а из суммарного катодно-
го тока на фазу 2 придется ток i3 и на фазу 1 — ток i4.

594
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
С точки зрения создания сплавов, стойких в тех или иных средах,
очень важную роль играют дополнительные процессы, приводящие к
уменьшению, а в некоторых случаях, наоборот, к увеличению скорости
коррозионного процесса по сравнению со скоростью, определяемой по-
ляризационными кривыми на рис. 358. Многочисленные исследования
показывают, что эти процессы связаны с образованием или разрушени-
ем пассивирующей пленки или образованием малорастворимого плк-
ного слоя продуктов |коррозии.
Пассивирующая пленка, о природе которой было сказано выше,.
замедляет коррозию в основном за счет торможения анодного процес-
са, лрепятствуя переходу ионов металла в раствор. Такая пленка обра-
зуется на ряде металлов и сплавов в окисляющих средах, например в
концентрированных растворах серной кислоты или в растворах азот-
ной кислоты и др. Однако при высоких концентрациях азотнои кислоты
скорость коррозии резко возрастает. Это явление, получившее название
«перепассивация», наблюдалось на углеродистой и хромокремнистой,
стали, на хроме, на нержавеющих сталях и в разных средах. На предпо-
ложительных причинах явления перепаасивации мы останавливаться не.
будем; об этом говорится в специальной литературе 1863, 865, 778].
Сильное ускорение ~процесса коррозии стали вызывается наличием в
растворе галоидных ионов, в частности ионов хлора, например при.
добавлении соляной кислоты к азотной, при коррозии стали в морской
воде и т. и. Это объясняют [867] вытеснением кислорода из двойного элек-
трического слоя у поверхности металла и разрушением пассивирующей
пленки. Хлор-ион сильно активизирует также ра~створение хрома в сер-
ной кислоте. Однако введение определенного количества ионов хлора в
серную кислоту в ряде случаев не только не ускоряет, но, наоборот,
сильно замедляет процесс коррозии, особенно хромоникелевых сталей
типа 25-20 и 18-8 и хромистых, содержащих до 17'/о Сг; коррозия же
хромистой стали с 27О/, С1 при этом резко усиливается [864].,
K процессам, влияющим на растворен~ие ~металлов, относится и раз-
ностный эффект, заключающийся в том, что скорость саморастворения.
с увеличением анодной поляризации в одних случаях уменьшается (по-
ложительный разностный эффект), в других увеличивается (отрица-
тельный разностный эффект). Отрицательный разностный эффект ранее
наблюдался только на алюминиевых ~и магниевых сплавах, но в послед-
нее время был установлен также [866] на стали 1Х18Н9Т в растворах,.
содержащих хлор-ионы, и впервые — при ~протекании про~цесса коррозии
за счет кислородной деполяризации. При этом было показано, что в ра-
створах, содержащих хлор-ионы, происходит разрушение пассивной.
пленки, которая при снятии анодной поляризации вновь восстанавли-
вается. Однако для процесса коррозии нержавеющих сталей этот эффект
имеет меньшее значение, чем для алюминиевых и магниевых сплавов.
Таким образом, из сказанного выше и, в частности, из рис. 358.
следует, что для получения коррозионностойких сталей необходимо ле-
гировать их такими элементами, которые образуют с железом твердые
растворы и сами обладают высокой химической стойкостью в данной
среде либо вследствие того, что они имеют положительный электродный
потенциал (табл. 101), т. е. термодина~мически устойчивы, либо потому,
что они склонны к пассивированию в этой среде. Важнейшим среди ле-
гирующих элементов, удовлетворяющих этому условию, при воздействии
окисляющих сред является хр о м, который в результате пассивирова-
ния приобретает положительный потенциал. Поэтому хром .и вводится в.
большинство коррозионностойких сталей. Для сообщения же стали хи-

КОРРОЗИОННОСТОЛКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
595
мической стойкости против воздействия неокисляющих сред, где пасси-
вирование не может быть использовано, ее необходимо легировать эле-
ментами, термодинамически устойчивыми в этих средах. В случае воз-
действия разбавленной серной кислоты такими элементами являются,
например, н и кель и кlp е м н ий. О некоторых других элементах
будет сказано в дальнейшем.
Легирование стали элементами, способствующими образованию на
поверхности малорастворимого и плотного слоя продуктов коррозии,
дает небольшой эффект и используется в основном для некоторого по-
вышения стойкости против атмосферной коррозии. Примером может
служить введение меди в низколегированные строительные стали
(стр. 380). Возможности легирования стали элементами, способными
повысить ее химическую стойкость за счет увеличения перенапряжения
реакции восстановления водорода, еще мало изучены.
1~оличество растворяющегося в железе легирующего элемента,
которое необходимо ввести в сталь для сообщения ей высокой химиче-
ской стойкости в данной среде, в основном определяется установленной
Г. Тамманом [4871 закономерностью, известной под названием «закон
"/q моля».
Сущность этой закономерности заключается, как известно, в том,
что при добавлении к менее благородному ~металлу более благородного
влияние последнего сказывается скачкообразно при концентрации, со-
ответствующей "/, моля, т. е. 12,5; 25; 37,5, 50...'О/О (атомн.). Эти кон-
центрации, названные Тамманом границами (или порогами) химической
стойкости, различны не только у разных систем, но могут различаться
также у одной и той же системы при воздействии разных агрессивных
сред.
Существование границ химической стойкости было установлено в
большом количестве сплавов, состоящих из твердых .растворов, но на-
блюдаются и отклонения от этой закономерности, и, в частности, в ряде
систем повышение стойкости при соответственных границах трудно
считать скачкообразным. В некоторых системах сплав — среда первая
граница при '/, моля практически,не проявляется. Примером могут
служить сплавы железо-кремний, у которых граница химической стой-
кости в азотной и серной кислоте соответствует содержанию кремния
не ниже 2/8 моля (14,5%). В других системах граница при '/8 моля хотя
и проявляется, но относительно слабо. Так, стойкость сплавов железо-
никель в растворах серной кислоты концентрации до 20'/О, как видно ыз
рис. 359 [868], заметно увеличивается при содержании '/s моля (13,5%1
Ni, но наиболее резко — при '/8 моля (27'/О) Ni. Это создает практиче-
ские труд~ности, которые в рассмотренных примерах сводятся к необходи-
мости легировать сталь больш~им количеством дорогостоящего никеля и
к ограничению применения железокремнистых сплавов только литыми
и притом весьма хрупкими и склонными к трещинообразованию (крем-
нистый чугун, термосилид). Из рис. 359 в то же время видно, что повы-
шение стойкости при '/8 и 2/a моля никеля можно считать скачкообраз-
ным только условно. То же относится к сплавам железо-кремний, к спла-
вам железо-хром в азотной кислоте (см. рис. 362) и др.
Существует несколько объяснений закономерности "/, моля. Объ-
яснение, данное самим Тамманом,связывает это явление с упорядочен-
нь.м расположением атомов в решетке твердого раствора. При таком
объяснении принимают, что в сплаве с концентрацией "/, моля благо-
родного компонента появляются плоскости, настолько обогащенные
его атомами, что разрушающее действие среды, когда она приходит в

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЯ СТАЛИ
596
соприкосновение с первой такой плоскостью, резко ослабляется. Однако
упорядоченного расположения атомов при концентрации "/, моля до-
бавляемого элемента трудно ожидать во всех системах и оно не всегда
подтверждается изменением их других свойств с концентрацией и
рентгеноструктурным анализом. Этим можно до некоторой степени
объяснить яаблюдающиеся отступления от закономерности, а также то
обстоятельство, что в ряде систем повышение стойкости при сооответ-
ствующих границах ~можно считать скачкообразным только условно.
С другой стороны, даже недостаточно резко выраженный скачок при
границах химической стойкости и сами отступления от закономерности
1рудно объяснить, если исходить из -полностью статистического рас-
положения атомов растворенного компонента в твердом растворе.
6'0
4 40
~ зо
~.з
20
10
О 10 20 Я7 ÔÎ 50 ~0 70 ВО 90 ~00
Ni', %
Рис. 359,. Коррозия сплавов железо-никель в серной кис-
логе прн 60'. Длительность испытания 100 час.:
J — 20 -ная H~SO4, 2 — 107О-ная; 8 — 5%-ная
Можно было бы объяснить закономерность и наблюдающиеся 01-
ступления от нее тем, что в начальный момент процесс коррозии про-
~екает избирательно и это приводит к обогащению поверхностных
плоскостей сплава атомами защищающего элемента. Но и такое пред-
положение не всегда подтверждается экспериментально, яапример в
системе свине[ц — ртуть [488], при общей коррозии железохромистых
сплавов [881] и др. Все же в ряде исследований наблюдалось обогаще-
ние поверхностного слоя сплава благородным элементом вплоть до
того, что у некоторых сплавов (например, медь-золото) этот слой со-
&lt;T«»oл ко из ато ов последне о. то важ ое обстоятельс во мо
быть результатом вторичного электрохимического обмена между бла-
городным и неблагородным компонентом сплава (см. стр. 6[Я и [4[7].).
Нам кажется, что при объяснении границ химической стойкости
следует исходить из приведенных в главе о фазах, образуемых элемен-
тами в стали (стр. 44), современных представлений, согласно кото-
рым в твердом растворе имеется избирательное соседство разнород-
ных атомов, определяемое их химическим взаимодействием. B сочета-
нии с «геометрическим» фактором это позволяе~ атомам благородного
элемента, при содержании его в твердом растворе, соответствующем
границе стойкости, блокировать определенную группу атомов небла-
городного компонента от агрессивного действия данной среды или
распространить на них действие пассивирующей пленки. Вероятно, при
обратном вытеснении из раствора атомов благородного элемента и
обогащении ими поверхностного слоя снова соблюдается принцип из-

КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
597
с
бирательного соседства, ~определяемого химическим взаимодействием
атомов. При таком подходе кажется даже возможным полагать, что
само существование закономерности "/, моля еще раз свидетельствует.
о наличии избирательного соседства атомов в твердо~м растворе.
Гетер оге н из а ци я стр укту р ы создает принципиальную
предпосылку для понижения коррозионной стойкости сплава по срав-
нению с однородным твердым раствором. Действительно, из рис. 358
следует, что наличие второй, катодной фазы может ускорить коррозию
основной массы за счет уменьшения перенапряжения катодной реак-
ции на этой фазе (линии 4 и 5). Однако из того же рис. 358 видно, что
такого влияния не будет, если перенапряжение катодной реакции на обе-
их фазах приблизительно одинаково (линии 3), или это влияние будет
небольшим, если разность значений перенапряжения на обеих фазах
невелика, т. е. наклон линии 4 мало отл~ичается от наклона линии 3 к
оси абсцисс. Поэтому широко распространенное представление о более
низкой коррозионной стойкости гетерогенных сплавов по сравнению с
гомогенными не всегда соответствует действительности и во всяком слу-
чае не ~может считаться правилом, что было замечено уже сравнитель-
но давно [488].
В последнее время Н. Д. Томашов и др. [778, 869] обосновали теоре-
тически возможность у м е н ь ш е н и я IGKpppcTH коррозии,под влия-
нием образования или увеличения катодных включений в сплаве. По их
предположению, наличие катодпых включений в условиях, благоприят-
ствующих установлению пассивного состояния (когда анодная фаза
склонна к пассивированию, а в коррозионной среде отсутствуют акти-
ваторы — ионы хлора), может за счет увеличения анодной поляриза[ции
основного анодного фона в структуре привести к переходу сплава в ус-
тойчивое пассивное состояние, как это наблюдалось ими при анодной
поляризации за счет внешнего источника тока. Свои теоретические вы-
воды авторы подтверждают результатами экспериментов, из которых на
рис. 360 [870] показано сильн~ое уменьшение скорости коррозии стали
Х18Н9 в серыой кисл»аге разных концентраций под влиянием легирова-
ния «катодными присадками» — платиной, палладивм и медью, а на
рис. 361 — потенциалы этих сталей после коррозионных ~испытаний в
сравнении с потенциалами чистых металлов — платины, ~палладия, меди
и хрома. Аналогичный эффект был получен ими на хромистой стали с
27О/р Сг в растворах серной, муравьиной и щавелевой кислот. На этом
основании предлагается новый принцип легирования химически стой-
ких сталей.
Эти данные представляют, несомненно, большой интерес. Еще неяс-
Нр, однако, почему указанные элементы образуют и образуют ли они во-
обще в сплаве катодные фазы. Так как все они находятся в твердом ра-
створе, то их роль можно трактовать и с точки зрения общей теории
влияния растворенных элементов, обладающих большой термодинами-
чеокой устойчивостью в данной среде. Что касается механизма их влия-
ния уже в относительно небольших количествах, то можно полагать, на-
пример, что данные элементы в средах, в которых сталь находится на
границе активного и пассивного состояния, действуют по отношению к
обогащенному хромом и никелем слою так же, как сами хром и никель
по отношению к железной основе. По-видимому, поверхностные плоско-
сти через некоторое время после начала коррозии оказываются обога-
щенными атомами не только никеля и пассивного хрома (по опытам ав-
торов хром в 30О/р-ной &gt;~ O» самопассивирует я; го потенц ал ра
+1,07 в), но и введенных в сплав благородных металлов, после чего и

598
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ CTAJIli
проявляется их дополнительное защитное действие. О таком механизме
косвенно свидетельствует сообщаемый авторами факт, что 27%-ные хро-
мистые стали с благородными добавками запассивировались через не-
сколько минут, а хромоникелевые — даже через 1 — 3 дня после начала
испытания. Возможно, что поэтому потенциал стали после испытания
(рис. 361) с увеличением содержания в ней палладия приближается к
потенциалу самого палладия. У стали же, легированной медью, потен-
циал после испытания более положителен, чем у самой меди, по-видимо-
му, благодаря образованию плотного слоя продуктов коррозии.
18
18 И9
16
с, 14
52
%
,~ 1О
~э
8
° Q
6
0,25
О
& t; ~0
О1.1Ш ~~ '
1,2%Си ф
0,1% pt
075
0,9% pal
20 28 2б 39 32 ЗЯ
11 ОНцСНтрация Н~ SDy. %
2 0 23 26 29 32 Зб' 38 41
Ко~ц~нарация Ц$0„%
Рис. 361. Потенциалы сталей
1Х18Н9, легированных платиной,
палладием и медью, в конце кор-
р озио нных испытаний. в Н2504
при комнатной температуре:
° — потенциалы для указанных чи-
стых металлов в 25%-ной Н2$04
Рис. 360. Скорость коррозии сталей 1Х18Н9,
легированных платиной, палладием и медью,
в зависимости от конценч'рации Н2$04 при
20'. Длительность испытания 360 час.
Сам же процесс обогащения поверхностного слоя содержащимися
в стали благородными элементами может протекать, как и вообще в
твердых растворах, по предположенному В. В. Скорчеллети и А. И.
Шултиным (488, 417] для меди, молибдена, серебра, ртути и др. меха-
низму «вторичного электрохимического обмена». Такое предположение
высказывается и авторами в одной из их работ 1870] и в известной степе-
ни подтверждается положительным эффектом, достигнутым при введе-
нии ионов благородных металлов в раствор 1416, 8701.
Большое значение для коррозионной стойкости гетерогенных спла-
вов имеет расположение и степень дисперсности фаз. Расположение оп-
ределенных фаз по границам зерен сплава может вызвать межкристал-
литную коррозию, о чем более подробно будет сказано ниже. Влияние
степени дисперсности фаз неоднозначно 1488]. Чаще всего повышение
степени дисперсности усиливает коррозию сплава, что можно объяснить
увеличением суммарной поверхности, на которой процесс коррозии уско-
ряется за счет соседства второй фазы. Однако в ряде случаев высокая
степень дисперсности может оказаться и положительным фактором бла-
годаря уменьшению проницаемости сплава для действия среды, расшире-
нию площади действия защитной пленки и др. Иногда наименьшая хи-
мическая стойкость сплава соответствует некоторой «критической» сте-

КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
599
пени дисперсности. Так, при растворении в 1'о/о-ной серной кислоте зака-
ленной и отпущенной углеродистой стали с 0,950/р С наибольшая раство-
римость наблюдалась после отпуска при 400' [cM. 871]. Авторы дали
структуре такой стали название «осмондит», которое, однако, в дальней-
шем не привилось.
Кроме химического состава и структуры, на коррозионную стой-
кость стали или сплава могут существенно влиять и другие факторы.
Так, например, служебные и остаточные напряжения и пластическая де-
формация стали увеличивают скорость ее коррозии, что сопровождается
понижением электродного потенциала [489]. При этом коррозия час~о
приобретает межкристаллитный характер, что особенно опасно. Отжиг,
снимающий остаточные напряжения и результаты пластической дефор-
мации, возвращает стали присущую ей при данном составе коррозион-
ную стойкость.
Не следует, однако, смешивать ускорение коррозии сплава под вли-
янием напряжений и пластической деформации с явлениями коррозион-
ного растрескивания и коррозионной усталости. Интенсификация корро-
зионного процесса под действием напряжений наблюдается при л ю б о м
напряженном состоянии сплава. Коррозионное же растрескивание пред-
ставляет собой хрупкое разрушение сплава при воздействии агрессивной
среды, вызванное н о р м а л ь н ы м и растягивающими напряжениями.
Коррозионному растрескиванию подвержены и сплавы, обладающие
:высокой общей коррозионной стойкостью. Коррозионная усталость, на-
блюдающаяся при одновременном воздействии на сплав коррозионного
процесса и переменных напряжений, также имеет механическую природу
и характеризуется отсутствием определенного значения предела устало-
сти и большой зависимостью усталостной прочности от частоты циклов.
Предварительная же коррозия просто понижает предел усталости спла-
ва в результате вызванных ею повреждений [783]. Таким образом, и кор-
розионное растрескивание и коррозионная усталость не имеют непо-
средственного отношения к нашеи теме.
Значительное влияние на коррозионную стойкость оказывает каче-
ство поверхности стали. После грубой обработки активная поверхность
больше и перенапряжение выделения водорода меньше, чем после поли-
ровки, и соответственно коррозионная стойкость в последнем случае
выше. Так, например, у стали ЗХ13 с 028'/р С и 14,1'/p Сг на пластинках,
подвергнутых шлифованию на станке и имевших после этого грубую по-
верхность, были получены [786] потери при растворении в 3'/р-ном ра-
створе хлористого натрия почти на целый порядок больше, чем на пла-
стинках, отшлифованных с ручной доводкой. На стали с 0,06'/о С и
14'/p Сг наблюдалось [788] значительное повыщение коррозионной стой-
кости в паровой среде после электролитической полировки по сравнению
с обычной механической полировкой. На хромоникелевой стали типа
18-8 было показано также [787], что при электрополировке в ваннах раз-
ного состава поверхность по-разномч пассивируется и обладает различ-
ной коррозионной стойкостью. Улучшение состояния поверхности стали
по мере ее растворения, например за счет удаления окалины, загрязне-
ний от пескоструйной обработки и т. п., приводит поэтому к замедлению
процесса коррозии. Однако в сильно агрессивных средах наблюдалось
[8721 увеличение начальной скорости коррозии нержавеющей стали с по-
вышением класса чистоты поверхности, по-видимому, из-за наклепакного
слоя. После удаления деформированного слоя и обнажения основного
ыеталла скорость коррозии становилась постоянной.

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
600
2. РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
В НЕРЖАВЕЮЩИХ И КИСЛОТОСТОЙКИХ СТАЛЯХ
В зависимости от условий применения стали легирование должна
обеспечить различные ее свойства. Но так как последние подчиняются
разным закономерностям, то не всегда удается получить желательное со-
четание всех свойств у одной стали. B частности, это относится к воз-
можности использования углерода, влияющего на коррозионные и ме-
ханические свойства, вообще говоря, в разных направлениях. То же
относится к структуре и к условиям термической обработки. Аустенит-
ные стали обладают более высокой коррозионной стойкостью и в боль-
шем количестве сред, но более низкими значениями прочности, особенно
предела текучести, при комнатной температуре, чем ферритно-мартен-
ситные. В то же время они обладают большей пластичностью и вяз-
костью и ценными доплнительными свойствами: немагнитностью, высо-
ким электросопротивлением, высокой жаропрочностью. Рассмотрим поэ-
тому влияние легирующих элементов и углерода отдельно на коррозион-
ные, механические и технологические свойства ферритно-мартенситных е
аустенитных сталеи.
А. РОЛЬ ЛЕГИРОВАНИЯ В ПОВЫШЕНИИ ОБЩЕЙ КОРРОЗИОННОЙ
СТОЙКОСТИ
Ферритно — мартенситные стали
Из сказанного выше об основных принципах следует, что легирую-
щим элементом, наиболее эффективно повышающим коррозионную
стойкость в окисляющих средах, является хром. Свою склонность к пас-
сивированию хром передает стали, если содержание его превышает 12—
130/р. Это количество хрома и было установлено как минимальное содеп-
жание его в стали, устойчивой в атмосфере и в окисляющих кислотах.
Дальнейшее увеличение химической стойкости стали в указанных сре-
дах, а также сообщение ей повышенной стойкости против некоторых но-
вых сред, может быть достигнуто за счет повышения содержания храми,
которое можно доводить до 28 — 300/О.
Последующие исследования показали, что минимальное содержание
хрома в кор~розионностойкой стали также в основном соответствует за-
кономерности "/8 моля, хотя повышение химической стойкости при сооТ-
ветствующих границах и в этом случае можно считать скачкообразным
только условно, как видно из разброса точек на рис. 362 (4171. Отступ-
ления от закономерности "/8 моля в технических сплавах железо-хром
возможны также в связи с тем, что связьпвание хрома в карбидах умень-
шает содержа~ние его в твердом растворе.
Количество карбидов тем больше и, следовательно, извлечение хро-
ма из твердого раствора тем значительнее, чем выше содержание в ста-
ли углерода. Поэтому и коррозионная стойкость хромистой стали с уве-
личением содержания углерода падает, как это видно, например, из рис.
363 [4911. Скомпенсировать отрицательное влияние углерода на корро.
зионную стойкость стали можно повышением в ней содержания хрома
до такого значения, когда в твердом растворе остается еще достаточное
количество его. Это количество можно грубо рассчитать, исходя из за-
кономерности "/, моля и состава карбида. Так, при содержании в сред-
HBM 0,10/р С из сталей, содержащих -13, 15 и 17'/р хрома, последняя 05-

6'1 L'
ладает наибольшей стойкостью в азотной кислоте при 20''. Приблизи-
тельно такой же стойкостью обладает сталь, содержащая 0,3о/о С, но
около 30о/ Cr. Наивысшую же стойкость показывает сталь с -0,1о/о С
О °
О
л 27 /о Cr, что соответствует 2/а моля. Сталь с 30 /о Cr, даже при содержа-
нии 1 — 1,5о/о С, обладает еще удовлетворительной для многих техниче-
ских целей коррозионной стойкостью, несмотря на наличие в ней очень
большого количества свободных карбидов.
2,1
024
1,2
0,22
0,20
02
О,]
0,0ß
О О
10 16 20 25 30 35 4 0 5' 10 75 20 25 ЗО 35 40
Co8epwaaue хрома б п~Вераам pacm8ope, '/
.а
Рис. 362. Коррозия отожженных хроинстых сталей в 50%-Бой HNO3'.
а — при Rp; б — при 50о
Возможность изменения коррозионной стойкости хромистых сталей
путем термической обработки, при которой изменяются количество и
степень дисперсности карбидов, зависит от содержания в них хранима и
углерода в соответствии с диаграммой состояний. Как видно из рис. 364
[по Адкоку], в безуглеродистых сплавах область v замыкается при 11—
12o/о Сг. Следовательно, все практически безуглеродистые сплавы, со-
держащие больше 11 — 12"/, Cr, являются ферритными сталями. С вве-
дением в сплавы углерода предельное содержание хрома, при котором
область v замыкается, заметно увеличивается. Тройная система Feâ€”
Cr — С была исследована многими авторами, данные которых несколь-
ко расходятся. Некоторое представление о структурных областях в трой-
ной системе дает приведенная выше на рис. 41 диаграмма. Как видно нз
последней, для того чтобы сталь была восприимчива к закалке на мар-
тенсит, она должна содержать либо при низком углероде не больше 12—
14/o Cr, либо при 17 — 18о/, Cr не меньше -0,3о/о С. Сталь, содержащая
' Подробные сведения о химической стойкости разнообразных сталей см
[492, 41, 768].
, 0
„'08
~07
~ o,t
~О
о,g
В;
~~ oe
~~ oç
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
018
0,)g
~м 014
О, l2
~о О,IO
0~
003
С
O,ît

602
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
свыше 25% Сг, даже при большом количестве углерода не восприимчива
к з акалке на м артенсит.
Хромистые стали, восприимчивые к закалке на мартенсит, обладают
наивысшей коррозионной стойкостью в закаленном состоянии, когда кар-
биды переведены в твердый раствор. Последующий отпуск, при котором
мартенсит разлагается с выделением карбидов, понижает коррозионную
стойкость. Так как мартенсит в этих сталях обладает повышенной устой-
чивостью против отпуска, то ощутимое понижение стойкости начинается
с -400'. Однако отпуск при температурах выше -600', как можно ви-
деть, например, из рис. 365 f491], снова повышает коррозионную стой-
кость, хотя значение ее, соответству-
ющее закаленному состоянию, обыч- N0o
но не достигается. Поэтому хроми-
стые стали конструкционного назна-
чения с точки зрения коррозионной
стойкости лучше подвергать высоко-
му отпуску.
1800
ф~ l200
Ф
~~поп
~000
30
1
20
~ 1О
900
300
О
5 10 1,'р 20
сг, % (dec)
14 Ц
12
/о
Рис. 364. Область у на диаграмме со-
стояний системы Fe — Сг (по Ар,-
коку).
Термический анализ:
~ — нагрев; ~7 — охлаждение
Дилатометрический анализ:
~ — нагрев; V — охлаждение
Рис. 363. Влияние углерода на кор-
розию хромистых сталей в азотной
к,ислоте:
1 — 0 31 — 0 33% С; 2 — 0,09 — 0 16% С
Такой ход изменения коррозионной стойкости при отпуске является,
по-видимому, результатом нескольких процессов. Первый из них, ска-
зывающийся до минимума стойкости на кривой, заключается в обедне-
нии основной массы хромом. Этот фактор может играть особенно важ-
ную роль в том случае, если после выделения карбидов остающееся в
твердом растворе количество хрома ниже границы химической стойко-
сти. Увеличение химической стойкости после высокого отпуска частично
объясняется коагуляцией карбидов. В соответствии со схемами рис. 358
можно полагать, то коагуляция приводит к уменьшению суммарной по-
верхности, на которой процесс коррозии ускоряется за счет контактиро-
вания основной массы с карбидной фазой. Положительная роль коагу-
ляции карбидов косвенно подтверждается упомянутой выше наибольшей
растворимостью при отпуске 400' углеродистой стали, где фактор коагу-
ляции является единственным, так как ни состав карбида, ни состав ос-
новной массы там при этом практически не меняется.
Но в хромистых сталях, кроме коагуляции, большое влияние может
оказать и изменение состава карбида. Некоторые считают [41], что при

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
603
О,08
0,06
3
~ 0,04
0,02
Рис. 365. Влияние температуры за-
калки и отпуска на корр озионную
стойкость стали с 0,37'/о С и
145% Cr:
l — закалка с 925~' 2 — с 1040О; 8 — с 1150'
ЗОО 400 500 600 700 800
Темперапурп оптуска, 'С
По данным различных источников температуры закалки хро~мистых
сталей с целью увеличения их коррозионной стойкости различны (от
950 и даже 900 до 1100', при этом более низкие температуры относятся
к сталям с меньшим содержанием углерода). Это объясняется не толь-
ко большой чувствительностью коррозионных испытаний к условиям
опыта, состоянию поверхности образцов и т. п., но, по-видимому, и тВм,
что оптимальная температура закалки должна зависеть от ряда факто-
ров. В закаленном состоянии коррозионная стойкость стали должна
быть тем больше, чем полнее карбиды переведены в раствор, т. е. чем
выще температура закалки. Очевидно, по этой причине стали с более
высоким содержанием углер~ща должны иметь и более высокую темпе-
ратуру закалки. После отпуска такое влияние температуры закалки
должно сохраниться до тех пор, пока не начинается заметное выделение
карбидов из мартенсита. При температурах отпуска выше этой следует
ждать обратного влияния температуры закалки, так как чем выше по-
следняя и чем меньше в структуре стали осталось нерастворенных кар-
бидов, тем более дисперсны будут карбиды, выделившиеся при отпуске.
Именно такая закономерность и обнаруживается на рис. 365. Однако
разница в потере веса (у образцов одинаковых размеров) при измене-
нии температуры закалки в пределах 925 — 1050' как после среднего, так
и после высокого отпуска невелика. То же было найдено на стали ЗХ13
и в некоторых других исследованиях [784, 786].
Учитывая эти обстоятельства, а также и известное влияние, которое
может оказывать характер рабочей агрессивной среды, следует выбирать
высоком отпуске происходит превращение Сг2ЗС6 в карбид Сг7С~, связы-
вающий меньше хрома. В действительности, однако, исходя из термоди-
намических и кинетических предпосылок (см. стр. 174 и рис. 108), сле-
дует ожидать, что с повышением температуры отпуска будет происхо-
дить превращение карбида в обратном направлении. Экспериментально
на стали с 0,18% С и 12,7% Сг также было показано 1805], что в процес-
се отпуска после закалки с 1025' состав карбида изменяется в последо-
вательности (Fe, Сг)ЗС &gt;( r, Fe)7C3~( r, Fe)» 6. Мо но поэт му
.лагать, что изменение состава карбида в процессе отпуска влияет на
скорость коррозионного процесса и вследствие изменения его равновес-
ного потенциала в данной среде, в соответствии с рис. 380. Такое предпо-
ложение означает также, что и вообще отрицательная роль карбидов,
вероятно, не ограничивается извлечением хрома из основной массы, а
связана и с различными значениями равновесного потенциала и пере-
напряжения выделения водорода у карбидов и у твердого раствора.

ЛЕГИРОВАКИЕ НЕР7КАВЕЮЩЕЯ И КИСЛОТОС ГОЙКОЙ СТАЛИ
604
температуру закалки в интервале 950 — 1050', считая оптимальной темпе-
ратуру 950 — 975' для сталей, содержащих 0,25Р/р С, и 975 — 1025' для
сталей с более высоким содержанием углерода. Точнее оптимальную
температуру закалки целесообразно устанавливать экспериментально
применительно к условиям работы изделий. При этом следует исходить
прежде всего из необходимости обеспечения требуемых характеристик
пластичности и вязкости (см. стр. 634), так как эти характеристики зна-
чительно более чувствительны к изменениям структуры стали, обуслов-
ленным изменением температуры закалки, чем коррозионная стойкость.
Полуферритные стали, например с 17Р/р Сг при 0,1Р/р С, подвергаются
отжигу при температуре около 750'.
Аустенитные и аустенитно-ферритные стали
Введение в высокохромистые стали н и к е л я в повышенных количе-
ствах привело к созданию сталей новых типов, имеющих аустенитную
структуру и обладающих весыма высокой химической стойкостью в боль-
шом количестве агрессивных сред. Из таких сталей наиболее широкое
распространение получила сталь с 18'/p CI и 8 — 10'/p Ni, назьгваемая за
рубежом 18-8, а в Советском Союзе Х18Н9 (старая маркировка ЭЯ).
Повышение химической стойкости хромистой стали, особенно в не-
окисляющих средах, с введением в нее никеля объясняется, по-видимому,
в большей степени действием сарамаго никеля, чем образованием аустенит-
ной структуры. Действительно, аустенитные стали — марганцовистая и
хромомарганцовистая — не обладают такой же химической стойкостью,
как никелевая и хромоникелевые аустенитные стали. Некоторую положи-
тельную роль в повышении химической стойкости стали играет и аусте-
нитная структура как однофазная и более плотная. Однако эту роль„
особенно с точки зрения однофазности, как уже отмечалось выше, не
следует преувеличивать.
Расчеты показьгвают (см. 417), что оптимальный состав аустенитных
хромоникелевых сталей, с точки зрения их стойкости в определенных
средах, установленный эмпирически, также в основном подчиняется за-
кону "/Q моля, причем нормально этот закон определяет содержание ли-
бо хрома, либо никеля, в зависимости от того, какой из этих элементов
сам химически стоек в данной среде. Так, например, стойкость стали в
кипящей серной кислоте особенно резко увеличивается при переходе
через '/, моля никеля, тогда как содержание хрома сказывается очень
мало. При воздействии азотной кислоты стойкость стали резко увели-
чивается при "/8 моля хрома, а влияние никеля не закономерно. Роль
же никеля в получении аустенитной структуры остается неизменной во
всех случаях, причем для достижения этой цели в сталь, содержащую
около 18'/р Сг, необходимо ввести не менее 8Р/р Ni. Таким образом, со-
держание никеля в кислотостойкой стали часто необходимо брать выше
8Рр, если этот элемент определяет границы химической стойкости. Сталь
же Х18Н9 содержит минимальное количество никеля с учетом и эконо-
мических соображений.
На рис. 366, а (по кривобоку) приведена псевдобинарная д~иаграм-
ма состояний Fe — Cr — Ni — С для разреза с 18'/р Сг и 8'/р Ni, а на рис. 366,
б — уточненный в более поздних исследованиях верхний левый угол
этого разреза. Видно, что при содержании углерода, обычном для про-
мышленных сталей этого типа (до 0,25Р/р}, их структура в равновесном
состоянии состоит из аустенита, а-.фазы и карбидов, представляющих со-
бой, KBK и в стали с таким же количеством хрома без никеля,
(Cr, Ре)»Ср. Растворимость углерода в аустените при комнатной темпе-

605
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
f2
Ф
es f00
~~ во
60
Ф
ф
а С
40
1500
Мо
Ю
~ fDOO
К
щ%ст 01 Ог ~3 ~4
8%~а д, %
74~/Ре
О,lо,г 0,8 0,4 Оф 06 Ц7 OS ЦО ~0
та%се
ю8%С~
8% &l
а
0%С
Рис. 366. Псевдобинарная диаграмма состояний системы Fe — Cr — Ni — С для
разреза с 18% Сг и 8% N1
яустенитную структуру и после закалки с 1150'. То же наблюдалось на
стали 18-8, обезуглероженной в твердом состоянии в вакууме до содер-
жания углерода ниже 0,02% [861]. Полностью аустенитная структура по-
сле закалки с 1100 не была получена также [576, стр. 1371 в стали с
0,06% С и 0,026% N, но содержавшей 0,37% Ti, связывающего и углерод
и азот в стойких фазах. В то же время в стали с обычным для промыш-
ленных плавок содержанием азота после закалки с 1100 получается
полностью аустенитная структура [cM. 785, 4141.
Поэтому считают, что сталь типа 18-8 имеет аустенитную структуру,
благодаря тому, что в ней всегда содержится некоторое количество
азота, а такая сталь, дополнительно легированная титаном,— благода-
ря повышенному содержанию марганца и никеля (против 8% Ni).
Присутствие а-фазы оказывает различное влияние на свойства ау-
стенитной стали. а-фаза отрицательно влияет на жаропрочность и неже-
лательна тогда, когда по условиям примеиения сталь должна обладать
очень малой магнитной проницаемостью. На склонности стали к меж-
кристаллитной коррозии и на качестве сварного соединения о,-фаза ска-
зывается положительно (см. стр. 617 и 618). О влиянии а-фазы на об-
ратуре составляет 0,02 — 0,03% и изменяется с температурой по линии
SE. Закалкой с температур, лежащих выше этой линии, углерод может
быть, следовательно, удержан в пересыщенном твердом растворе и бу-
.дет выделяться из него в виде карбидов указанного состава при после-
дующем нагреве (отпуске) .
Принципиально это относится и к а-фазе, выделение которой долж-
но быть возможно задержать путем быстрого охлаждения стали. Однако
экспериментально было показано [789, 576, стр. 137], что в стали 18-8:
выплавленной из чистых исходных материалов в вакууме и содер-
жащей меньше 0,005% С и 0,003% N, не удается получить полностью

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
606
' Например, в работе Д. О. С л а в и н а. Металловедение и термическая обработ-
ка, Сб. Внитомаш, Машгиз, 1955, стр. 196.
щую коррозионную стойкость существуют противоречивые мнения. Тео-
ретически следует ожидать. что отличие общей коррозионной стойкости
стали со структурой у+ а от стойкости стали с однофазной аустенитной
с1руктурой должно быть различно в разных агрессивных средах. Дейст-
вительно, а-фаза обогащена хро~мо~~м и обеднена кинкелем по сравнению с
у-фазой. Поэтому в средах, в которых стойкость стали определяется пас-
сивированием, например в азотной кислоте, в том числе кипящей, фазы
у и z по стойкости должны быть практически равноценны. Перенапряже-
ние выделения водорода на этих фазах также должно быть приблизи-
тельно одинаково. Следовательно, усилен~ие коррозии одной фазы за
счет соседства другой едва ли возможно. При растворении же в средах,
в которых сказывается главным образом более благородный потенциал
никеля, например в серной кислоте, стойкость а-фазы должна быть ни-
же, чем у-фазы, а следовательно, двухфазной стали должна быть мень-
ше, чем однофазной. Такую закономерность, наблюдавшуюся экспери-
ментально [790], по-видимому, можно считать наиболее правильной. Зна-
чительно большее отрицательное влияние а-фазы Hà стой~кость в серной
кислоте по сравнению с азотной наблюдалось и в одном из последних
исследований [7921. Работы же, в которых не учитывается или даже не
указывается ' состав среды, в которой проводилось испытание д~вухфаз-
ной стали, не могут, по нашему мнению, способствовать выяснению это-
го вопроса.
Наличие карбидов хрома в структуре понижает общую коррозион-
ную стойкость аустенитной стали, по-видимому, по той же причине, ко-
торая была предположена выше для ферритно-мартенситных, т. е. ча-
стично из-за обеднения хромом основной массы и частично вследствие
того, что перенапряжение катодной реакции на карбидной фазе иное,
чем на основной массе. Коррозионная стойкость и в этом случае может
быть повышена путем перевода карбида~в в твердый раствор, что у стали
Х18Н9 достигается закалкой с температуры 1050 — 1100'. Для стали
1Х18Н9Т, т. е. дополнительно легированной титаном, в последние годы
показано, что применительно к определенным условиям службы лучшие
результаты дает закалка с температуры 850 — 900 или отжиг при 850' с
охлаждением на воздухе. Подробней о преимуществах такой термиче-
ской обработки и вероятной их причине будет оказано при рассмотрении
межкристаллитной коррозии и, соответственно, стали, легированной
титаном.
Высокое содержание никеля в кислотостойкой аустенитной стали
побудило исследователей искать возможность полной или частичной за-
мены этого элемента. Хотя уже сравнительно давно стало известно, что
весьма высокая химическая стойкость стали типа 18-8 связана не столь-
ко с ее аустенитной структурой, как таковой, сколько со специфически-
ми особенностями никелевого ау~стенита, стремление к тому, чтобы и
сталь-заменитель имела аустенитную структуру, не прекращалось, так
как наличие а-фазы, как уже отмечалось выше, сказывается отрицатель-
но на ряде других важных свойств, в частности на деформируемости.
Поэтому основное внимание в качестве легирующих элементов, заменяю-
щих никель, привлекали и продолжают привлекать марганец, азот и ча-
стично медь. Из приведенных выше на рис. 346 и 335 диаграмм видно,
что в стали, содержащей больше 15о/о Сг, ~получить аустенитную структу-
ру за счет легирования марганцем при незначительном содержании уг-

607
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
лерода и отсутствии никеля невозможно. С уменьшением содержания
хрома, особенно ниже 15%, увеличивается эффективность влияния мар-
ганца при частичной замене им никеля (см. рис. 334). Во всех случаях
получение аустенитной структуры сильно облегчается при легировании
стали азотом. Из сравнения рис. 334 и 335 видно, что большой эффект
дает введение уже 0,15% N. В США разрабатывались и разрабатывают-
ся в последнее время, главным образом в качесгве жаропрочных с устой-
чивой аустенитной структурой, хромомарганцевые стали без никеля, ле-
гированные очень большим количеством азота (до 0,75%). При этом бы-
ло установлено (см. 895, 7651, что в стали с 17'% Cr и 15% Мп аустени1-
ная структура может быть получена при 0,4% N, а в стали с 17% Cr,
13% Мп и 2,5% Мо — при 0,75% N.
Однако по общей коррозионной
стойкости хромомарганцовистые ста-
ли, как без азота, так и с азотом, за-
метно уступают хромоникелевой.
Особенно они чувствительны к пит-
тинговой коррозии, обнаруживаемой,
б
ф
3
~~ з
2
0
%
Ф-
1
0 1 2 3 4 5 6 & t; IVi
8 & t 6 4 2 1
а
2 3 4 5 6 7
Щю, /~
8'
Рис. 367. Влияние никеля на коррозионную стойкость:
а — стали с 18% Сг и суммой Мп + Ni = 8 в кипящей 37%-ной НИОз, б — стали
с 17'/е Сг и 10'/е Мп в кипящей 65%-ной НИОз
например, при обрызгивании соляным раствором. Легирование хромо-
марганцовистых сталей никелем не только увеличивает устойчивость,
аустенита, но и повышает их коррозионную стойкость в ряде сред. В
качестве иллюстрации на рис. 367, а [488] показано влияние, никеля на
стойкость стали с 18% Cr и суммой (Mn + Ni) = 8% в кипящей 37%-ной
азотной кислоте, а на рис. 367, б [873] — на стойкость стали с 17% Cr u
10% Мп в кипящей 65%-ной азотной кислоте. В обоих случаях стой-
кость повышается особенно резко до -4% Ni. Чувствительность к пит-
тинговой коррозии практически устраняется при содержаниями 5 — 6% Ni.
Марганец понижает кор~розионную стойкость в окысляющих средах, хотя
и не очень сильно.
Поэтому применяющаяся в США 1896, 873] для холоднокатаных ли-
стов, полос и т. и. сталь с 0,1% С, 15% Cr, 15 — 116% Мп и 1% Ni без
азота или с 0,15% N по общей коррозионной стойкости приблизительно
равноценна полуферритной 17%-ной хроми~стой стали, и основная цель.
разработки такой стали заключалась в максимальной экономии никеля.
'1 акой же задаче, очевидно, подчинены применяющиеся в ГДР и ФР]
IcM. 896] аналогичные хромомарганцовистые стали типа 14-8 и 15-14 с
0,1% С и 0,1% N, а также типа 19-8 и 17-16 6es азота, но с 0,15—
0.20% С, содержащие только 1 — 1,5% Ni.
В Советском Союзе в результате многочисленных исследований
1см., например, 488, 506, 498] были разработаны различные хромомарган-

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
4i0S
цовистые и хромомарганцевоникелевые стали, из которых в качестве
коррозионностойкой для холоднокатаных и."делий основное применение
получила сталь Х13Н4Г9 с 0,15 — 0,30% С и без азота. Эта сталь по со-
держанию никеля и марганца с точки зрения корроаионной стойкости,
а ITD содержанию хрома и углерода — с точки зрения устойчивости дусте-
нита имеет. следовательно, ~рациональный состав. Однако корровионная
стойкость значительно увеличивается с повышением содержания хрома,
и за рубежом основное развитие получают хромомарганцевоникелевые
.стали с 17 — 18% Cr и низким содержанием углерода, легируемые допол-
нительно азотом. Из табл. 102 [873] видно, что в США в качестве опыт-
ной применяется даже сталь с 20% Cr, в которой соогветстэенно повы-
шено содержание никеля и азота. Сталь. аналогичная американской 201,
в среднем содержащая 17% Cr, 4,5% Ni, 6,5% Мп и 0,12% N, приме-
няется и в Англии [792]. Положительное влияние хрома на коррозионную
стойкость хромомарганцевоникелевой стали в кипящей 65%-ной азот-
ной кислоте при увеличении его содержания от 18 до 21% видно из
рис. 368 [783].
Таблица 102
Химический состав, о~о, некоторых хромомарганцевоникелевых кислотостойких сталей,
применяемых в последнее время в США
Обозна-
чение
Тип
AISI
Номер
стали
Ni
Мп
сг
3,5 — 5,5
4,0 — 6,0
4,0 — 6,0
4,0 — 6,0
5,0 — 7,0
До 0,25
До 0,25
До 0,25
До 0,25
0,20 — О, 35
17-4-6
18-5-8
204
204 L
20-6-8*
201
202
Опытная
Все же и хромомарганцевоникелевые стали, даже содержащие до
20% Сг, по стойкости против общей коррозии в азотной кислоте ycTÓ~~-
ют хромоникелевой. В синтетической морской воде ' при комнатной тем-
пературе {длительность испытания 240 час.) хромомарганцевоникелевав
сталь с 4% Nj оказалась значительно менее с~ойкой, чем хромоникеле-
вая, причем стойкость ее понижается с увеличением содержания углеро-
да, как вчдно из следующих цифр [499]:
Хромоникелевая 18-8 Хромомарганцевоникелевая 18-4-8
Средняя потеря веса Средняя потеря веса
С,% g~„г.
/0
г/м2 ЧаС
0,16 0,0008 0,16 0,0047
0,22 0,0006 0,26 0,0035
0,31 0,0007 0,33 0,0145
Вместе с тем стойкость хромомарганцевоникелевых сталей против
воздействия ряда сред вполне достаточна, даже если они и уступают
хромоникелевой. В некоторых средах, например сернистой, фосфорной,
10%-ной уксусной, 2%-ной молочной кислоте, апельсинном соке, томате
и др., они, как и хромоникелевая, обладают полной стойкостью, а в
смеси 10%-ной серной и 2%-ной азотной кислот даже несколько превос-
' Состав: на 1 л воды 15,6 г NaC1, 4,28 г MgCI2 6Н~О, 2,05 г Mg$04 7Н20,
0,5 г К~$04, 0,91 г Са$04 2Н20, 0,1 г СаС03.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
609
ходят последнюю. Было показано [488], что хромомарганцовистые стали
типа 18-8 могут заменить хромоникелевую сталь 18-8 в производстве
азотной кислоты методом контактного окисления аммиака и что особо
высокой стойкостью они обладают в условиях производства целлюлозы.
Эти авторы подтвердили также. что -2% меди могут заменить в хромо-
марганцовистой стали часть никеля, существенно улучшая ее коррозион-
ную стойкость, и рекомендуют в качестве наиболее приближающейся к
хромоникелевой сталь, содержащую 18% Сг, 9% Мп, 2% Си и 2% Ni.
По их данным, такая сталь в серной кислоте ведет себя даже лучше хро-
м оникелевой.
6000
оооо
~ 4ООО
Зцоо
& t; г
oooo
о
500 700 800 1100
Te~nepamypa nazpeSa, 'С
2! 82
и го
Cr, /~
Рис. 368. Влияние хрома в пределак
18 — 21'/о на коррозионную стойкость
хромомарганцевоникелевой стали в
кипящей 65%-иой HN03
Риц. 369. Коррозионная стойкость
стали 18-8 с 3,2% Мо и 0,3% Ti в
25%-ной Н2$04 при 40' в зависи-
мости от температуры предвари-
тельного нагрева
[~орроаионная стойкость высокохромистых ферритно-мартенситных,
а также хромоникелевых и хромомарганцевоникелевых аустенитных ста-
лей, как установлено в некоторых исследованиях [891, 748, 576, стр. 128],
понижается при наличии в их структуре а-фазы. При этом на стали типа
1Х18Н9Т было показано 576, стр. 128], что понижение стойкости в кипя-
щей 65%-ной азотной кислоте является главным образом результатом
усиленной коррозии самой а-фазы. Правда, вероятность появления
а-фазы особенно велика в сталях, содержащих повышенное количество
хрома, типа Х23Н13 (см. рис. 346). Однако, как указывалось на стр. 564.
образование &lt;-ф зы сил но облегчае ся примес м и мног ми допол
тельными легирующими элементами. Это делает возможным появление
а-фазы и в стали типа 18-8, особенно если она дополнительно легирована
молибденом, титаном и др. В частности, в упомянутой работе [576], в ко-
торой наблюдалась усиленная коррозия. стали типа 18-8 с титаном за
счет а-фазы, образованию этой фазы способствовали незначительные ко-
личества алюминия и часть титана, переведенная в твердый раствор при
закалке с высокой температуры. На рис. 369 [8911 показано в качестве
примера резкое понижение стойкости стали 18-8 с 3,2% Мо и 0,3% Т1 в
25%-ной серной кислоте при 40' за счет образования а-фазы при нагреве
в интервале температур 600 вЂ 9'.
Повышение химической стойкости сталей в определенных средах мо-
жет быть достигнуто дополнительным их легированием. Наибольший
эффект дают м ол и б де н и м едb. Особенно сильно молибден повыша-
ет стойкость стали в кипящей азотной кислоте, а также в ряде других не-
органических и органических кислот и р]астворов солей, в частности в
серной кислоте, при повышенных температурах и концентрациях. Из

610
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕР7КАВЕЮЩЕЯ И КИСЛОТОСТОЙКОй СТАЛИ
рис. 370, на котором приведены по данным разных немецких исследова-
ний кривые равной потери веса в серной кислоте, видно особое преиму-
щество в этом случае одновременного введения в сталь типа 18-8 молиб-
дена и меди. Из рис. 370 видны также те внешние условия (температура
и концентрация агрессивной среды), при которых каждый из этих эле-
ментов в отдельности оказывается положительно. Молибден уменьшает
также склонность стали к точечной коррозии [874]. В сталях, предназна-
ченных для работы в тяжелых условиях химического воздействия, содер-.
жание молибдена доводится почти до 4%, а иногда и выше. Примером
может служить сталь Х18Н12МЗТ, содержащая до 4% Мо. Так как мо-
либден способствует образованию а-фазы, действуя в этом направлении
80
80
40
~Э
О
ао
too
1
[
2О аО Во
+z SOQ, %
6
60 )00
20 40 60 80
Нг~ю~ %
а
80
gg 100
gg 40 60
ня 804, %
г
20 40 60 80 100
"г~оа %
8
Рис. 370. Влияние дополнительного легирования молибденом и медью на
стойкость стали 18-8 в серной кислоте при разных температурах:
а — 18-8; б — 18-8+ Мо; в — 18-8+ Gu; г — 18-8+ Мо + Gu. Числа на кривых — поте-
ри, г/м~ сутки
значительно сильнее хрома, то для получения однофазной аустенитной
структуры содержание никеля в такой стали повышено в среднем до 12%.
Многочисленные исследования показали, что для сообщения стали
высокой стойкости в растворах серной кислоты слабых и средних кон-
центраций, особенно при температуре кипения, необходимо, наряду с ле-
гированием молибдено~м и медью, повысить в ней и содержание никеля
до количеств, больше требуемых для получения устойчивого аустенита.
Сопоставление стойкости разных сталей в серной кислоте при температу-
ре кипения, приведенное на рис. 371 [868], показывает, что очень большой
эффект достигается уже при переходе от стали 18-12-3-2 к стали 8-18-3-2
(третья цифра — содержание молибдена; четвертая — содержание меди).
Последняя по составу близка к стали, предложенной Ю. А. Нехендзи
[876]. Но еще более высокой стойкостью в этих условиях обладают стали,
содержащие свыше 25% Ni. Это приблизительно соответствует концент-
рации в 2/8 моля никеля, при которой, согласно рис. 359, наиболее резко
сказывается его положительное влияние на стойкость стали в серной
кислоте.
На принципе одновременного легирования никелем в количестве не
ниже 2/д моля, молибденом в количестве 2 — 4% и 3 — 4% меди основаны
разработанные в последние годы у нас и за рубежом стали, обладающие

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
611
наиболее высокой стойкостью в растворах серной кислоты при повышен-
ных концентрациях и температурах. Примеры таких сталей, у которых
различия в составе в основном уже не являются принципиальными, при-
ведены в табл. 103. Все эти стали устойчивы против точечной коррозии,
но склонны, особенно в определенных условиях сварки, к межкристал-
литной. Чувствительность к межкристаллитной коррозии устраняется
при введении в сталь титана или ниобия. В качестве примера можно на-
звать стали Х23Н27М2Т и 20С. Последняя представляет собой вариант
американской стали 20, в которую выведен ниобий (колумбий СЬ). Боль-
шой стойкостью против межкристаллитной коррозии обладает сталь
Х23Н28МЗДЗ (ЭИ629). Что касается их стойкости против общей корро-
Ю
9 я
8
1
4
у
л
3
с 5
56 78
,„г
~1
~с g
5 10 lЯ gy
лоНЦЕНп3раццд Н~ Saq, %
Рис. 371. Коррозия р азлично
легированных сталей в серной
кислоте разной концентрации
прн температуре кипения. Дли-
тельность испытания 100 час.:
1 — 1X18H9T: 2 — 8-18; 3 — 18-12-3;
4 — 18-12-3-2; 5 — 8-18-3-2; 6 — 18-18-
6-2; 7 — 18-25-3-2; 8 — 18-28-3, 20-28-
3-3 и 18-25-4-2
Т абл ица 103
Химический состав (средний), %, аустенитных сталей, обладающих высокой
стойкостью в растворах серной кислоты при повышенных концентрациях
и температурах
Номер
стали
Обозначение
Источник
Мо
Ni
Gu
Страна
Сг
Х23Н23МЗДЗ
(ЭИ633)
Х18Н28МЗДЗ
[876]
До 0,1
До 0,1
23 23
СССР
]868)
18 28 3
[862, 877J
[877j
20
GN-7М
Э
4*
До 0,07
До 0,07
29
26
2
2,5
20
20
США
й' Литейная.
зии в серной кислоте, то для стали 2 (табл. 103) она иллюстрируется
кривыми рис. 371 для концентрации до 20% при температуре кипения.
Сталь 1 (табл. 103) при концентрациях до -30% и температуре до 60'
может быть охарактеризована как стойкая (потери веса 0,01 до
0,1 г/м' час) или весьма стойкая (потери от 0,001 до 0,01 гlм2 . час),
а при более высоких температурах — как пониженно стойкая (потери от
0,1 до 1 г/м' час) [см. 875, табл. 5]. Для американской стали (3 в табл.
103) приводятся данные [8621, из которых видно, что по стойкости в
10%-ной серной кислоте при температуре кипения она примерно в 10 раз
(а при более высоких концентрациях и более низких температурах еше

612
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЯ СТАЛИ
в значительно большей степени) превосходит сталь типа 18-12-3. В Гер-
мании, однако, считают [см. 770], что ее высокая стоимость по сравнению
с применяемой там сталью 18-18-2-2 лишь в редких случаях окупается ее
большей стойкостью.
дальнейшее повышение стойкости в горячей серной кислоте дости-
гается путем увеличения содержания никеля до -'/8 моля. В качестве
примера можно привести сталь, содержащую в среднем 0,05'/p G, 0,4О/о»,
0,6'/р Мп, 21О/р Сг, 40О/p %, 3'/о Мо и 1,75О/p Си, стойкую в горячих сер-
ной, азотной и фосфорной кислотах, в кипящей концентрированной ук-
сусной кислоте и др. [894]. Правда, такая сталь содержит уже больше
никеля, чем железа, и соответственно названа «кинкель». Ее можно рас-
сматривать как переходную к сплавам на никелевой основе.
Положительное влияние меди и молибдена на химическую стойкость
стали в определенных средах связано с их растворением в основной мас-
се и по А. И. Шултину [417] может быть объяснено на основании принци-
па «вторичного электрохимического обмена». Если сталь легирована
медью или молибденом, то в местах пороков в паосивирующей пленке,
'~дновремен~но с ионами основного металла, в расгвор переходят и ионы
меди или молибдена, т. е. кристаллическая решетка разрушается наце-
ло. В дальнейшем процесс коррозии может идти «в обмен» не только на
ионы водорода,,но и на ионы этих металлов. Последние, восстанавлива-
ясь, закупоривают поры в пассивирующей пленке, конечно, при усло-
вии, что эти поры невелики. Такое предположение получило и некото-
рое экспериментальное подтверждение в специальных опытах, при ко-
торых ионы молибдена содержались в воздействующей кислоте [416].
Предполагая такой же механизм накопления легирующих элемен-
тов на поверхности стали, Н. jI,. Томашов и др. (см. стр. 597) объясня-
ют положительное действие меди, как и других «катодных присадок»,
тем, что они способствуют увеличению анодной поляризации основно-
го анодного фона в структуре стали и за счет этого — переходу послед-
ней в устойчивое пассивное состояние. Заметим, что при рассмотре-
иии этого вопроса на стр. 597 MbI предположили также возможность
иного объяснения положительной роли влияния благородных легирую-
щих элементов, исходя из чисто «растворного» механизма их действия.
Еще более высокой стойкостью в разных сильно агрессивных сре-
дах, чем высоколегированные аустенитные стали с молибденом и
.медью, обладают сплавы на никелевой основе, в основном сплавы ни-
келя с молибденом или с хромом и молибденом — гастеллои. Химиче-
ский состав таких сплавов, применяющихся в качестве жароупорных,
приведен в табл. 96. В качестве KHcJIoTocTQHKHx в химической промыш-
ленности применяются и некоторые варианты таких сплавов, как мож-
но видеть из табл. 104 [см. 770]. Сплав 4 разработан в последние годы
и является более экономичным, приближаясь по своему составу к вы-
соколегированным сталям, в частности. к нионелю. Сплав 1 мало ис-
пользуется. Основное применение имеют сплавы 2 и 3. Сплав 2 (при-
мерно гастеллой В) относительно стоек против соляной и серной кислот
любых концентраций при повышенных температурах вплоть до темпе-
ратуры кипения. Сплав 3 (примерно гастеллой С) обладает высокой
стойкостью против азотной кислоты, хлоридов и др. По стойкости в со-
ляной кислоте он уступает сплаву 2, но не реагирует на присутствие
окислителей. Стойкость же сплава 2 в соляной кислоте при добавлении
окислителей резко понижается. Все же в некоторых облегченных ус-
ловиях высоколегированная аустенитная сталь с молибденом и медью
ло химической стойкости не очень сильно уступает гастеллоям, как это

РОль и Влияние леГиРующих элементОВ и уГлеРОдА
613
видно из приводимых ниже данных [877, табл. 14] о коррозии несколь-
ких сталей и сплавов в 78%-ной серной кислоте при добавлении к ней
продуктов сульфонирова~ния.
Табл ица 104
Химический состав и механические свойства кислотостойких сплавов
на никелевой основе
Химический состав (средний), %
Механические свойства
Номер
сплава
б
(1=5 1)
%
S
)~мг
Fe Та+ Nb
Мо
Cr
%
45
45
4О
~5
50
50
35
50
Коррозия, 0,001 дюйма/год
при 27' при 60'
Cr, 10 — 14% Ni,
Сталь 316 (!6 — 18%
2 — 3% Mo)
Гастеллой В
Гастеллой С
Сталь 20 (3 в табл.
Инконель
20,0
0,6
1,5
3,0
8,0
0,2
Нет
Нет
103)
Следует иметь в виду, особенно при сварке или работе при повы-
шенной температуре, что эти сплавы, как видно из рис. 372 [770], склон-
ны к дисперсионному твердению (рис. 372, а) за счет металлического
соединения никеля с молибденом, что сопровождается понижением их
кислотостойкости (рис. 372, б). В качестве «стабилизирующей» обра-
ботки рекомендуется нагрев при 1050 — 1075' для сплава 2 и при 1125'
для сплава 3 с охлаждением на воздухе.
Высокая химическая стойкость гастеллоя В, очевидно, определяет-
ся стойкостью молибдена. Поэтому в настоящее время изучается воз-
можность применения чистого молибдена для изготовления некоторых
деталей химической аппаратуры, работающих в особо агрессивных ус-
ловиях [см. 893].
В последние годы были разработаны и частично уже получили
практическое применение стали, содержащие пониженное количество
никеля и по своей ст р уктур е занимающие промежуточное
п о л о ж е н и е между аустенитными и ферритными или полуферрит-
ными. С пелью повышения их стойкости в разбавленной серной кисло-
те такие стали обычно дополнительно легируются молибденом. Таковы,
например, стали с 17% Cr, 4% Ni и 4% Си [809, 8921, с 17% Cr,
4,2'% Ni и 2,75% Мо [878], высокохромистая с никелем и молибденом.
О первых двух см. на стр. 635. Третья сталь в США применяется под
обозначением 329, т. е. отнесена к аустенитной стали серии 300, а не
к ферритно-мартенситной серии 400 из-за повышенного содержания в
ней никеля [877]. Состав этой стали: до 0,1% С, 23 — 28% Сг, 3 — 5% N1
и 1 — 2% Мо. Ее структура при комнатной температуре в отожженном
состоянии состоит из феррита, карбидов и 20 — 40% устойчивого аусте-
нита, образующегося при охлаждении.
По имеющимся сообщениям [879], сталь 329 по стойкости против об-
щей коррозии в азотной кислоте не уступает стали типа 18-8, а по стой-
кости в серной кислоте превосходит последнюю главным образом бла-
годаря влиянию содержащегося в ней молибдена. При 40' в отожжен-

614
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕР7КАВЕЮЩЕЯ И КИСЛОТОСТОИКОЙ СТАЛИ
ном состоянии она обладает такой же стойкостью в 10%-ной серной
кислоте, как и хромоникельмолибденовая сталь типа 18-12-3. Вь»держ-
ка в интервале 600 — 850' приводит к образованию о'-фазы, что может
быть использовано для уп~рочнения стали путем диоперсионного тверде-
ния (см. стр. 629 и рис. 382). Но в этом случае ее коррозионная стой-
кость заметно понижается. Эту сталь,
190 в частности, применяют в Швеции и
начинают применять в других странах
как достаточно стойкую в производст-
ве уксусной кислоты.
~70
~д
дО
110
Б. МЕ)ККРИСТАЛЛИТНАЯ КОРРОЗИЯ
НЕР)КАВЕЮЩИХ И КИСЛОТОСТОЙКИХ
СТАЛЕЙ
80
7О
300 5оо чоо воо поп
Te~nepamypa атлуска, С
а
()сновные явления и фактические
данные
45
Межкристаллитная «Ppoan»»â€”
со оден из наиболее опасных видов кор-
розии, так как приводит к ослаблен»»»о
связи между зернами стали и резкому
падению ее пластичности и вязкости.
Хотя многие методы установления
склонности стали к межкристаллитной
коррозии в разных странах стандар-
тизованы, вопрос о надежной методи-
ке еще далеко не разрешен и подвер-
1g
гается обсуждению 1880]. С точки зре-
ния природы явления важно отметить,
5' что в ряде случаев сталь оказывается
стойкой против межкристаллитной
Зо® 5ОО 7® 900 ! О коррозии в одной агрессивной среде и
поо
нестойкой или менее стойкой в другой.
темпс~а~пууа оптускл, с
d Межкристаллитной коррозии под-
вержены аустенитные хромоникелевые,
,Рис. 372. Влияние отпуска ~продод-
жнтельность 25 час., но эффект на хромомарганцевые и хромомарганце-
бл~одается и пРи ыеиьп»ей вылеон»ке) воникелевые и высокохромистые фер-
после закалки на предел пРочности ритные и полуферритнь»е стали, содер-
(а) и стойкость в кипншей 10%-ной жащие 16 — 28а! Cr. однако условия
соляной кислоте (б) сплавов на ни-
келевой основе (состав и свойства термической обработки, вызывающие
указаны в табл. 104). Условия и устраняющие склонность к межкри-
зак~~и.. сталлитной коррозии, для сталей ау-
) — 117з., »ь ., аа: г — ' ': стенитных и ферритных различны.
ферритные стали 1см. 794, 881] ста-
новятся чувствительными к межкристаллитной коррозии только после
быстрого охлаждения, например в воде или на воздухе, с температуры
выше 900 — 925'. ]]осле медленного охлаждения с тех же температур ста-
ли не имеют этого недостатка. Было показано [793], что после очень
быстрого охлаждения сталь также ~не склонна к межкристаллитной кор-
розии. Для исправления ферритной стали, ставшей чувствительной к
межкристаллитной коррозии, достаточно нагреть ее в течение 3 — 5 мин.
при температуре 650 — 800'.
Для ферритных сталей характерна очень слабая зависимость их
ь
ъ 35
Зо
25
~Ю
20
U

615
склонности к межкристалл~итной кор розии от содержания углерода.
Чувствительными оказались и стали, содержавшие только около
0,01% С [7931 и даже 0,005% С, если количество азота в них было боль-
ше 0,01% [802]. При высоком содержании хрома колебания в пределах
0,03 — 0,12% С мало сказываются. Влияние хрома по одним данным
[794, дискуссия в 793] сказывается в том, что с увеличением его содер-
жания повышается температура нагрева, быстрое охлаждение с кото-
рой сообщает стали склонность к межкристаллитной коррозии. По дру-
гим данным [793] хром не влияет на эту температуру. Расхождение объ-
ясняется, вероятно, неодинаковым содержанием углерода, азота и при-
месей в сталях, исследован~ных разными авторами. Хром должен силь-
нее сказываться на «критической» температуре при большем содержа-
нии углерода, азота и др., поскольку при нагреве, очевидно, происходит
растворение хромистых фаз.
Скорость межкристаллитной 900 l
коррозии сильно возрастает с
укрупнением зерна, как видно
из рис. 373 [794] для стали с
0,044% С и 25% Сг.
О
О~
~.7ОО
И
+800
~ь Мо
0
0 20 40 60
Яцамеар аернцми
Время, мин.
Рис. 373. Зависимость
скорости межкристаллит-
ной коррозии (в раство-
ре фосфорной кислоты с
медным купоросом) вы-
сокохром истой стали с
25% Сг и 0,044% С от ве-
личины зерна
Рис. 374. Влияние температуры нагрева (от-
пуска) и продолжительности выдержки на
развитие процессов, вызывающих межкри-
сталлитную коррозию у аустенитной стали:
а — схема: б — сталь Х20Н14С2
В отличие от ферритных, аустенитная сталь типа Х18Н9 не склонна
к межкристаллитной коррозии после закалки с 1050 — 1100' и приобре-
тает такую склонность в результате последующего нагрева (отпуска)
в интервале 450 — 850'. Чувствительность к межкристаллитной коррозии,
приобретаемая сталью в результате нагрева в указанном интервале тем-
ператур, сильно зависит от продолжительности нагрева, проходя через
максимум. К'.инетика развития процессов, сообщающих стали склон-
ность к межкристаллитной коррозии и иммунитет против нее, в зависи-
мости от температуры нагрева показана на рис. 374, а (790] и на
рис. 374, б [881]. [кривая 1 показывает время t~, в течение которого сталь
еще не приобретает склонности к межкристаллитяой коррозии, а кри-
вая 2 — время ~„после которого она приобретает иммунитет против
006
ь
~~ oos
%'
ъ f04
Ф~
~~ фМ
~с
&l ;~
М
~00f
~с
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
616
нее. Время t~ уменьшается до - 650', а затем снова увеличивается, а
время ~и тем меньше, чем выше температура.
gIpyroe отличие аустенитных сталей от ферритных заключается
в том, что углерод в количестве, превышающем предел его растворимо-
сти при комн атной темпер атуре, сильно увеличивает их склонность
к межкристаллитной коррозии. Это иллюстрируется кинетическими кри-
выми для стали 18-8 на рис. 375 l8001, из которых видно, что при
0,08% С межкристаллитная коррозия появляется после нагрева в тече-
ние 3 мин. при 660', при 0 06% С — после 8 мин. при 650', при
0,05% С — после 25 мин. при 640'. Сталь с 0,03% С не приобретала
склонности к межкристаллит-
ной коррозии и после 50-часо-
вого нагрева при 640'. Все же в
отдельных случаях и при содер-
жании в стали очень малого
количества углерода (в част-
ности, около 0,003'% при -18%
Сг и 24% Ni) она чувствитель-
на к межкристаллитной корро-
зии.
9
8
с~ 7
~М
~. б
° ~ 5
ф
Я
900
800
л
р~ ~0О
~ б00
%э
500
2 4 t0
ОРЕмя, Мин.
002
пои
С%
006
зо ео
Рис. 376. Влияние содержания углерода на
склонность к межкр исталлитной коррозии
хромоникелевой и хромомарганцевоникеле-
вой стали:
1 — сталь с 18 — 20% Сг и 8 — 11% Ni -. 2 — сталь
с 17 — 19% Сг, 4 — 6% Ni, 7.5 — 10'/о Мп и дц
0,25©/о N (стали 202 и 204. табл. 102)
Риц. 375. Кинетическяе кривые
процессов, вызывающих чувст-
вительность к межкристаллит-
ной коррозии, для стали типа
18-8 с разным содержанием уг-
лерода
Заметное влияние оказывает и химический состав аустенитной ос-
новы. Хромомарганцевые стали менее склонны к межкристаллитной
коррозии, чем хромомарганцевоникелевые, а последние — в меньшей
степени, чем хромоникелевая типа 18-8 [488]. Преимущество хромомар-
ганцевоникелевых сталей особенно заметно при сравнительно неболь-
шой длительности пребывания в опасном интервале температур. Важ-
ное достоинство этих сталей заключается также в том, что они прак-
тически не чувствительны к межкристаллитной коррозии до более вы-
сокого содержания углерода, чем хромоникелевые, а именно до
- 0,06'./о С, как это видно из рис. 376 [8731. Несмотря на отсутствие си-
стематических исследований влияния количества самого никеля, имеют-
ся некоторые основания считать, что с увеличением его содержания
склонность стали к межкристаллитной коррозии при прочих равных ус-
ловиях несколько усиливается.
Кроме химического состава, на склонность аустенитной стали

617
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
к межкристаллитной коррозии влияют и другие факторы. Сильное от-
рицательное влияние, как и у ферритной стали, оказывает укрупнение
зерн а и, в соответствии с этим, повышение температуры закалки свер х
оптимальной [cM. 305, 7981. К факторам, влияющим положительно, от-
носится наличие а-фазы в структуре. О влиянии о-фазы сведения про-
тиворечивы. По одним данным она, в случае выделения по границам
зерен, способствует межкристаллитной коррозии, тогда как в других ра-
ботах не было установлено вредного влияния ее. Учитывая многообра-
зие факторов, которые могут влиять на стойкость стали против меж-
KpHcTBJIJIHTHQH коррозии, можно пока отнести это расхождение за счет
различия условий и изучавшегося материала в разных исследованиях.
Рис. 377. Межкристаллитная коррозия (в растворе l0'/,-иой
HNOq и 3~/р-ной HF) сварных соединений:
a — сталь с 18 — 20/о Сг и 8 — 11'/o Nj; б — сталь с 17'/о Сг
В частности, некоторые зарубежные исследователи считают, что меж-
кристаллитная коррозия, обусловленная выделением а-фазы на грани-
цах зерен, выявляется только в кипящем 65'/р-ном растворе азотной
кислоты. Значительное положительное влияние на стойкость стали про-
тив межкристаллитной коррозии оказывает пластическая деформация.
Склонность стали к межкристаллитной коррозии имеет важное зна-
чение для изделий, работающих в опасном, с точки зрения этого явления,
интервале температур, но еще более важное для изделий, подвергающих-
ся сварке. Одна из особенностей высокохромистых ферритных сталей
заключается в том, что изготовленные из них сварные соединения по-
ражаются межкристаллитной коррозией не на некотором расстоянии
от шва, а в зоне, непосредственно прилегающей к шву, что видно из ил-
люстрации, приведенной на рис. 377 [7931. Объясняется это, очевидно,
тем, что ферритные стали подвержены межкристаллитной коррозии толь-
ко после нагрева до температур выше 900 — 925'. Однако такое явление,
по неясным пока причинам, иногда наблюдается [790] в сварных соеди-
нениях из аустенитных сталей. Еще недостаточно изучена также причина
наблюдающегося иногда у аустенитных сталей сосредоточения обшей

618
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЯКОЯ СТАЛИ
коррозии в узкой зоне на границе тва и основного металла, получив-
шее в зарубежной литературе название «ножевой» или «нитевидной»
коррозии (КпПе]1пе attack, Messerschnittkorrosion) .
Устранить или значительно уменьшить склонность аустенитной ста-
ли к межкристаллитной коррозии принципиально возможно несколькими
способами. Первый способ заключается в понижении содержания угле-
рода в стали до предела его раствори|мости при комнатной температуре,
т. е. до 0,02 — 0,03'/,. Такие стали, ранее выплавлявшиеся в небольших
количествах только в индукционных печах, в частности, в вакууме, из
отходод хромоникелевой стали [897] ', в последние годы выплавляют в
больших дуговых электрических печах и разли|вают в слитки весом до
7 т [773, 795].
Яостигается это за счет продувки ванны кислородом, применения в
виде мелких гранул (что в 2 — 3 раза ускоряет растворение) специаль-
ного феррохрома, содержащего не более 0,02'/, С, около 5'/p Si, -65'/о
Сг и некоторое количество кремнезема, 99'/р-ного электролитического
ферромарганца, и тщательного регулирования температуры разливки.
дополнительное ослабление ~межкристаллитной коррозии достигается
кратковременным нагревом сварного соединения из такой стали с целью
cHsI THH ОстатОчных напряжений.
Некоторые кислотостойкие стали с очень низким содержанием
углерода уже стандартизованы. В качестве примеров можно привести
американские стали 304L с 18 — 20'/p Cr и 8 — 12'/p Ni и 316L с 16 — 18'/р
Сг, 10 — 14'/p Ni и 2 — Зо/, Мо, отличающиеся от подобных сталей 304 и
316 только тем, что в них содержится не больше 0,03'/о С. Среди хромо-
марганцевоникелевых таковой является приведенная в табл. 102 сталь
204L, отличающаяся от подобной стали 204 только содержанием (0,06%
С. Исследования показывают [800], что хромоникелфзая сталь, содержа-
щая (0,03'/р С, необходима в том случае, если сварке без последующей
закалки подвергаются листы толщиной больше 20 — 25 мм. При меньшей
толщине листов пригодна сталь, содержащая до 0,05О/, С. К недостаткам
«сверхнизкоуглеродистой» стали относится ее повышенная стоимость и
склонность к присущей высокохромистым сталям 475-градусной хруп-
кости (см. стр. 546). К дополнительным достоинствам — более высокая
стойкость и против общей коррозии.
Второй способ заключается в получении значительного количества
а-фазы g3 структуре стали. Частич|ная ферритизация структуры может
быть использована весьма эффективно с целью повышения стойкости
против ~межкристаллитной коррозии в сварных швах [790]. Яля получе-
ния аустенитно-ферритного сварного шва разработаны [790] новые элек-
троды, содержащие повышенное количество ферритизирующих элемен-
тов,,в частности до 22О/р С1, до 2,8О/р Si, а также ванадий. Ванадий, как
было экспериментально показано, в данном случае действует не столько
как карбидообразующий, сколько как ферритизирующий элемент.
Третий, наиболее распространенный способ устранения или умень-
шения склонности стали к межкристаллитной коррозии заключается в
дополнительном легировании ее титаном или ниобием (Nb+ Та). Было
также показано [800], что и молибден дает положительный, хотя и ме-
нее ощутимый эффект. Основная цель введения этих элементов — свя-
зывать содержащийся в стали углерод в стойких карбидах, которые, в
отличие от карбидов хрома, не должны растворяться при температуре
закалки, благодаря чему предотвращается выделение их по границам
зерен при последующем нагреве. Поэтому количество вводимого титана
' В докладе Р. С. Белякова.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
619
или ниобия обычно соответствует стехиометрическому соотношению для
их карбидов, а именно титана не ниже 5 (С — 0,03), а ниобия — не ниже
8 (С — 0,03).
Несмотря на то, что у стали типа Х18Н9, легированной ниобием,
установлены в некоторых отношениях лучшие свойства [cM. 796], наиболь-
шее промышленное применение д качестве химически стойких для свар-
ных узлов и конструкций получили стали, дополнительно легированные
титаном. Однако титан в сварных швах в отсутствии защитной среды
очень сильно окисляется. Поэтому сварные швы обычно легируют нио-
бием, в том числе и тогда, когда сама сталь легирована не ниобием, а
титаном. Но так как ниобий при содержании его в шве в количестве до
1'/р способствует получению горячих трещин [ам. 790], то особое значе-
ние приобретает указанная выше возможность иммунизации сварных
швов против межкристаллитной коррозии путем легирования пх фер-
ритизирующи~ми элементами.
Из сталей, легированных титаном, наиболее распространенной яв-
ляется сталь типа 1Х18Н9Т. Принятая для нее термическая обработка
заключается в закалке с 1050 — 1100', установленная исходя из сообра-
жений сочетания высокой пластичности и вязкости с высокой коррозион-
НоН стоЙкост~~о.
Наблюдаются, однако, случаи, когда и сталь, легированная титаном,
оказывается подверженной межкристаллитной коррозии. Высказывалось
экспериментально подтвержденное мнение [например, 797], что количе-
ство титана, установленное из стехиометрического соотношения для его
карбида, недостаточно, так как не весь титан связывается углеродом, а
часть его находится |в твердом растворе, в окислах и нитридах. Но такие
явления наблюдаются и в сталях, в которых количество титана значи-
тельно превосходит стехиометрическое. Поэтому в последние годы было
обращено особое внимание на условия термической обработки стали, ле-
гированной титаном, и рекомендовано [799, 801, 576, стр. 128] вместо за-
калки с принятых температур 1050 — 1100' подвергать ее стабилизирую-
щей обработке с 850 — 900 (или несколько выше) с охлаждением в воде
или на воздухе, если от стали не требуется особо высоких значений пла-
Стич ности и ВяЗкости.
Смысл стабилизирующей обработки заключается в том, что при вы-
соких температурах часть карбидов титана переходит в твердый раст-
вор. Из рис. 378 [799] видно, что растворение карбидов титана начинается
с -'900'. При закалке стали крыше 900' фиксируется, следовательно, твер-
дый раствор, пересыщенный углеродом и содержащий два легирующих
карбидообразующих элемента. Из учета термодинамического и кинети-
ческого факторов при разложении такого пересыщенного твердого раст-
вора (см. стр. 174) следует, что при относительно низких (для даннои
системы) температурах отпуска должен выделяться карбид хрома, а с
повышением температуры отпуска — смесь карбидов хрома и титана и
затем — карбид титана. Действительно, на стали типа 18-8 " 0,07О/, С и
0,4'/o Ti, закаленной с 900 — 1300', было экспериментально установлено
[798], что при последующем нагреве при 600' выделяется главным обра-
зом карбид храма и лишь немного карбида титана. При 700' выделяют-
ся одновременно карбиды хрома и титана, а при 800 количество карби-
дов хрома становится меньше, а карбидов титана — больше.
Следовательно, сущность стабилизирующей обработки при 850—
900' заключается в том, что после такой обработки в аустенитной основ-
ной массе должны быть только карбиды титана, вследствие чего сталь
не должна быть склонна к межкристаллитной коррозии после нагрева в

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
620
опасном интервале температур. Стойкость против общей коррозии в не-
которых средах, в частности в кипящей азотной кислоте, как видно нз
табл. 105, после стабилизирующей обработки лишь незначительно по-
нижается по сравнению с закалкой с 1100', а если сталь подвергается
дополнительному отпуску при 650 — в несколько раз повышается. Это
— дополнительное весьма важное достоинство стабилизирующей о6ра-
ботки по сравнению с принятой (закалка с 1050 — 1100').
Заметим попутно, что увеличение ~растворимости с понижением
температуры закалки, позволяет заключить, что карбиды титана пон~и-
жают общую корроз~ионную стойкость стали, хотя и слабее, чем кар-
биды хрома. Из факта же резкого увеличения растворимости после до-
о,g
о~ ЦЗ
~ь 04
г
.ю
~ ~~ог
Оl
'~o0 &gt 00 00 00 о оо ОО ~
Температура закалкц,
700 800 800 тоО 1&gt
Tgunepamypa на ереба, С
Рис. 379. Влияние дополнитель-
ного легирования титаном на
межкристаллитную коррозию
стали Х17 в кипящей 60О/о-ной
азотной кислоте:
1 — сталь Х17 оез титана; 2 — сталь
Х17 с титаном
Рис. 378. Зависимость содержания ти-
тана в карбидной фазе стали 1Х18Н9Т
от температуры закалки (плавки
1 и 11)
полнительного отпуска при 650 (в случае закалки стали с температур
выше 900') следует, что наиболее вредно сказывается наличие смеси
карбидов хрома и титана в определенном количественном соотношении.
Дополнительное легирование титаном — основное средство умень-
шения склонности к межкристаллитной коррозии IH для ферритных и
полуферритных хромистых сталей. Пример приведен для 17%-ной хро
мистой стали на рис. 379 [881]. Относительно влияния ниобия данные
противоречивы. Расходятся еще также сведения о Ко JIB ÷åñòâå ти-
тана, которое необходимо ввести в сталь для предотвращения межкри-
сталлитной корроз~ии. Так как в ферритных сталях углерод, по-видимо-
му, вследствие ничтожной растворимости его,в феррите при комнатной
температуре, сказывается уже при очень малых его содержаниях, то
количество титана должно быть достаточным, чтобы связать в е с ь уг-
,перод. Кроме того, имеются основания полагать (см. стр. 627), что за
склонность к межкристаллитной коррозии ферр~итных сталей ответ-
ственны не только (и может быть не столько) карбиды, но и нитриды,
выделяющиеся по границам зерен. Следовательно, титан должен свя-
зать в стойких нитридах и азот. Поэтому следует ожидать, что м~ини-
мальное количество титана должно быть больше, чем в аустенитной
стали.
сегда учитываемое «нормальное» соде~ржание
азота в стали является одной из причин расхождения данных о необхо-
димом количестве титана. Большое значение имеет и состав среды, в
которой цроводится испытание. Так, по одним данным j803], относя-

621
РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Табли ца 105
Влияние условий термической обработки сталей 1Х18Н9Т на потерю веса1
г/м' - час, в кипящей азотной кислоте
Температура нагрева, 'С
Источник
800
850
900
950
1000
1100
Охлаждение в воде
1,1
2,3
0,290
0,462
1,3
2,3
1,1
2,3
0,262
0,410
1,0
6,8
1,0
2,9
0,97
10,1
0,256
13,300
[801]~
[гэяр
Охлаждение на воздухе
0,290
0,455
0,332
0,368
[7991"
~ Числители — без дополнительного
2 часа при 650'.
* 144 часа в 65%-ной кислоте.
~ 100 час. в 600/-ной кислоте.
отпуска; знамс натели — с дополнительным отпуском
Предположения о природе межкристаллитной коррозии
Природа,лроцессов, вызывающих и устраняющих межкристаллит-
ную коррозию, очень сложна и еще далеко не выяснена. Применитель-
но к аустенитной стали наиболее признанная до сих пор теория объяс-
няет межкристаллитную коррозию выделением карбидов хрома по
границам зерен, что приводит к обеднению этим элементо~м твердого
раствора вокруг карбидов в периферийных участках зерен. Уменьше-
ние же количества хрома в твердом растворе до значений ниже грани-
цы химической стойкости по закону "/g моля вызывает разрушение
периферийных слоев зерен. С точки зрения этой теории кинетическая
кривая рис. 374 отражает скорость двух процессов: выделения карби-
щимся к стали с 17% Сг, для устранения склонности .к межкристаллит-
ной коррозии в 10'%-ном растворе серной кислоты и медного купороса
достаточно, чтобы отношение Ti С было несколько больше 5-кратного по
другим данным [8021 это отношение должно быть больше 6-; по
третьим [793] — больше 8-кратного, тогда как в кипящей 65%-ной азот-
ной кислоте сталь чувствительна к межкристаллитной коррозии и при от-
ношении Ti: С больше 17-кратного. Важно, кроме того, отметить [7931,
что титан вообще не устраняет полностью склонности ферритных сталей
к межкристаллитной коррозии, а только значительно повышает ниж-
нюю температуру нагрева, после быстрого охлаждения с которой сталь
приобретает эту склонность.
В связи с упомянутым, весьма вероятным предположением, что в
ферритных сталях за межкристаллитную коррозию ответственны и вы-
деляющиеся по границам зерен нитриды, следует ожидать, что другие
элементы, кроме титана, образую~щие стойкие нитриды, также должны
уменьшать склонность ферритных сталей к мвжкристаллитной корро-
зии. Такой эффект можно предполагать, например, при дополнитель-
ном легировании ~их алюминием.

622
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОй СТАЛИ
дов и диффузии хрома из внутренних зон зерна к его периферии. При
отпуске до 650' скорость диффузии хрома еще мала, и больше сказы-
ваетоя увеличение скорости выделения карбидов. При температурах
отпуска выше 650' диффузия хрома из внутренних зон зерна все быст-
рее ком~пенсирует его убыль в перифер~ийной зоне. Кривая 2 на рис. 374
соответствует времени, в течение которого за счет диффузии хрома
наступает полная компенсация убыли его в периферийной зоне зерна.
Роль титана или ниобия сводится к тому, что, связывая углерод, они
предотвращают обеднение хоромам периферийной зоны зерна. Имеются
работы [804 к д~р.], в которых отрицательная роль обеднения хромом
периферии зерна обосновывается электрохимичесжи, с точки зрения
тео,рии микроэлементов.
Высказывались пред~положения, представляющие собой «вариан-
ты» теории обеднения. Авторы этих предположений считают [см. 790],
что причиной межкристаллитной коррозии является обеднение перифе-
рийной зоны аустенитного зерна хромом, но вызывается это выделени-
ем не карбидов хрома, а втор~ичного хромистого феррита или нитрида
хрома или нескольких фаз, каковыми могут быть и карбиды и феррит
и др.
Однако, несмотря на логичность и внешнюю простоту теории обед-
нения хромом, она некоторыми исследователями подвергается сомне-
нию. Наблюдались также экспериментальные факты, не поддающиеся
объяснению с точки зрения этой теории [882]. При этом одни считают
[41], что достаточно одних лишь напряжен~ий, создаваемых выделяющи-
мися на границах зерен карбидами, чтобы вызвать межкристаллитную
коррозию. Однако если приписывать решающую роль напряжениям,
то трудно объяснить ход кинетических кривых на рис. 374, а исправить
сталь, ставшую чувствительной и межкристаллитной коррозии, B этом
случае было бы возможно кратковременным нагревом при 750 — 800',
достаточным для релаксации напряжений и в аустенитной стали. Дру-
гие предполагают, что растворяется не периферийный слой зерна, а
сама выпадающая фаза, которая в образующейся электрохимической
системе может работать как анод, в частности, потому, что она проме-
жуточная, неравновесная [880] '.
Мы т а кже сч ит а ем обеднение периферийного слоя зерен хро-
мом м а л о в е р о я т н о й п р и ч и н о й межкристаллитной коррозии. Дей-
ствительно, хромистые стал~и с 13 Cr не аклонны к межкристаллитной
коррозии ни после быстрого охлаждения с высоких тем|ператур [794,
881],,ни после закалюи и отпуска, хотя обеднение периферии зерен хро-
мом здесь безусловно должно было бы привести к уменьшению его
количества до значений ниже границы химической стойкости. С другой
стороны, стали с высоким содержанием хрома, например сталь 25-20,
подвержены межкристаллитной коррозии не меньше, чем 18-8, не-
смотря,на то, что в этом случае обеднение периферии зерен хромом до
пределов ниже грани|цы химической стойкости мало вероятно. Кроме
того, граничный слой зерна (межкристаллитный слой), как было ока-
зано подробно в предыдущих главах, имеет полуупорядоченное строе-
ние и повышенную свободную энергию, вследствие чего он должен
быть значительно обогащен, в частности, хромом, по сравнению с са-
мим зерном. Именно по этой причине в нем и облегчено образование
новой фазы, в том числе и карбидов, ~при разложении твердого раство-
ра. Таким образом, обеднение хромом прои выделении карбидов может
играть заметную роль в зерне, особенно в стали, в которой содержание
' Статья H. А. Л евин а.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮШ ИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
623
хрома близко к первой границе химической стойкости, и очень малую
роль —,в граничном слое зерна.
В нашем ~предположении о природе межкристалл~итной коррозии
аустенитной стали мы исходим из предпосылок, изложенных на
стр. 173 (см. также рис. 108). Из них следует, что вследствие роли ки-
нетического фактора при относительно низких температурах отпуска
должен выделяться метастабильный карбид, хотя это приводит не
к максимальному, а только к относительному изменению свободной
энергии системы. В высокохромистой стали таким карбидом может
быть сильно обогащенный железом карбид хрома (Cr, Fe)~3C6. С по-
вышением температуры отпуска выделяющийся карбид все больше
приближается к стабильному Сг2~С6. Длительная выдержка при тем-
пературе отпуска также приводит к установлению термодинамичеакого
равновесия, т. е. к постепенному обогащению карбида хромом до ста-
бильного состава Cr23C6, причем необходимое для этого время тем
меньше, чем выше тем~пература отпуска.
Очевидно, что изменение состава карбида, выделяющегося по гра-
ницам зерен, с изменением темпе~ратуры отпуска и ~продолжительности
выдержки при ней будет приводить и к изменению кинетики электро-
химического растворения системы, которая состоит из ~кар6ида и кон-
тактирующего с ним твердого, раствора. Поясняющие схематические
поляризационные кривые приведены на рис. 380, а, где q~ — равновес-
ный потенциал твердого раствора; g&g ;g Ђ” бо ее отрицатель ый рав
весный потенциал карбида хрома, сильно обогащенного железом; 1 и
2 — линии анодных токов на каждой ~из эгих фаз; 3 показывает пере-
напряжение реакции восстановления на карбидной фазе; 4 — на твер-
дом растворе; 5 — суммарную скорость восстановления на обеих фа-
зах. Границы зерен твердого раствора до выделения в них карбидной
фазы растворяются при стационарном потенциале q&gt , с ма ой ако
стью, пропорциональной то~кам i~ — — iq. Выделившаяся карбидная фаза
самостоятельно ~растворялась 6ы со скоростью, |пропорциональной
i7 = i8. Присутствуя же в граничном слое зерна, она растворяется при
стационарном потенциале ~„со скоростью i& t; Ђ” Ђ” 4, т. е. твер ый р
твор каталитически резко ускоряет ее раство~рение, и сталь подверже-
на сильной межкристаллитной коррозии. Но равновесный потенциал
метастабильной карбидной фазы может и меньше отличаться от равно-
весного потенциала твердого раствора. В этом случае, схематически
показанном на рис. 380, б, могут ускоренно растворяться обе фазы,
-что будет приводить к утолщению границ зерен в результате межкри-
сталлитной коррозии.
По мере ~повьгшения температуры отпуска и увеличения продолжи-
тельности выдержки выделяющийся карбид обогащается хоромам, и его
равновесный потенциал сдвигается вверх (вправо). Если потенциал
сдвинулся, например в точку ч2' на рис. 380, а, то растворение карбид-
ной фазы будет ~протекать со скоростью i5 — — i&l ;, т. е. меньш й В да
нейшем может начаться и растворение обеих фаз, но оно будет проте-
кать с очень малой скоростью. Когда установится термодинамическое
равновесие, равновесный потенциал карбида может стать равным или
несколько более положительным, чем q&gt ~. Межкристаллит ой корро
тогда практически не будет. При данной температуре отпуска это на-
ступит через некоторое время, равное времени .иммунизации ~„ на
рис. 374. С повышением температуры отпуска (см. рис. 381) [785] до
900' количество выделяющихся карбидов увеличивается, а затем на-
чинается их обратное, растворение (рис. 381, a), причем для выделения

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮШЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
624
равновесного количества карбидов даже при 800' требуется много вре-
мени (381, б). Этим и о~пределяется ход кинетической кривой 1 начала
межкристаллигной коррозии на рис. 374. Только после отпуска при тем-
пературах выше 850', когда из раствора выделяются, вероятно, непо-
средственно стабильные карбиды, увеличение их количества перестает
сказываться, и склонности стали к меж~кристаллитной коррозии не на-
блюдается (рис. 374).
1~оличество карбидов сказывается на межкристаллитной коррозии
прежде всего в связи с величиной зерна. С укрупнением зерна увеличи-
~а~ Сц
Рис. 380. Схемы поляризационных кривых, поясняющие предположение
о природе межкристаллитной коррозии аустенитной стали
вается количество карбидов, приходящееся на единицу его поверхно-
сти. Но дело, по-видимому, не только в их среднем относительном коли-
честве. В работе [305] было показано, что в стали с мелким зерном кар-
биды образуют,вокруг зерен прерывистый контур, что, очевидно, за-
трудняет прони~кновение межкристаллитной коррозии вглубь. У стали
же с крупным зерном карбиды располагаются,по границам более плот-
ной цепоч~кой.
Вытекающая из нашего предположения роль химического со-
става стали иллюстрируется рис. 380, в. Пусть при ТоМ же составе
карбидной фазы, имеющей равновесный потенциал р2, и тех же линиях.
анодных и катодных токов 2 и 3, что и на рис. 380, а, сам твердый рас-
твор имеет более отрицательный равновесный потенциал ~1', перена-
пряжение реакции восстановления на нем характеризуется линией 4',
а суммарная скорость восстановления,на обеих фазах — линией 5'.
Мы видим, что в этом случае ка~рбидная фаза будет растворяться при
стационарном потенциале р,, со скоростью i3 = i4, т. е. меньшей, чем
в случае твердого раствора на рис. 380, а, обладающего в самостоя-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
625
тельном виде большей химической стойкостью (отрезки i, = t2 ( от-
резков ~1' = L2'). Именно меньшей общей коррозионной стойкостью
гвердого раствора в сталях с 13% Cr по сравнению с высокохромисты-
ми и хромоникелевыми и объясняется, по,нашему мнению, то обстоя-
тельство, что стали типа Х13 не склонны к межиристаллитной корро-
зии. Этим же можно о~бъяснить отмеченную выше меныпую чувстви-
тельность к межкристаллитной коррозии хромомарганцевоникелевой
аустенитной стали по сравнению с хромоникелевой.
Из сказанного, конечно, не следует, что склонность стали к общей
и межкристаллитной коррозии ~под влиянием любого фа~ктора должна
изменяться в разных направлениях. Как будет показано несколько ни-
же, каталитическое электрохимическое действие определенных фаз
должно приводить и действительно приводит к одновременному пони-
жению стойкости стали и против общей и против межкристаллитной
коррозии.
~С
010
М
~ ~p 005
~у %)
%э щ
с~ ~
~з с~
о
400 600 800 1000 1200
Teunepamypa, 'C
а
1 12 24 Зб 48
/1 ро3опжиоельносогь
фыдоржка, час.
Ю
Рис. 381. Влияние температуры нагрева, выдержка (1 час. (а) и
продолжительности выдержки при 800' (б} на содержание хрома
в осадке стали с 0,12% С, 19,9О/о Сг и 8,58/о Ni
Положительное влияние двухфазной структуры f + (z на стойкость
стали против межкристаллитной коррозии, по нашему мнению, связано
со значительно болыпей скоростью диффузии в О,-фазе по сравнению с
-фазой. Вследствие этого в стали со структурой /+ О, ка~рбиды легче
коагулируют, и меньшее количество их оказывается на границах зе-
рен. Положительное же влияние,наклепа является, по-видимому, кос-
венным. Способствуя получен~ию а-фазы и облегчая коагуляцию карби-
дов в последней, он усиливает положительный эффект двухфазной
структуры. Кроме того, наклал увеличивает в аустените число плоско-
стей, по которым могут выделяться карбиды, что равноценно измель-
чению зерна.
Наконец, о роли дополнительного легирования аустенитной стали
титаном (или ннобием). По нашему мнению, она сводится к тому, что
на карбидах титана перенапряжение реакции восстановления меньше
не только чем на метастабильных ка~рбидах хрома, но и чем на твердом
растворе, хотя и близко к последнему. Поэтому карбиды титана, неза-
висимо от их собственного равновесного потенциала в данной среде,
будут ускорять коррозию твердого раствора, т. е. уменьшать общую
кор~розионную стойкость стали, что действительно следует из табл. 105.
Значительно сильнее карбиды титана, за счет катализации процесса
восстановлен~ия, будут ускорять растворение метастабильных карбидов
хрома. При закалке с температур выше 900' часть карбидов титана пе-

6" 6
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
реходит в раствор и при последующем отпуске вместе с карбидами
хрома частично выделяется по границам зерен (см. выше). Ускоряю-
щее действие кар~бидов титана на растворение карбидов хрома,и само-
го твердого раствора и вызывает межкристаллитную коррозию.
Из сказанного следует, что существенную роль должен ' также
играть окислительно-восстановительный потенциал раствора. Поэтому
одна и та же сталь после одинаковой термической обработчики может
оказаться подверженной межкристаллитной коррозии в одном раство-
ре и не подверженной или менее ~подверженной в другом.
С излагаемой точки зрения очевидно, что межкристаллитную кор-
розию может вызвать наличие на границах зерен других фаз, а не толь-
ко карбидов.
Так, например, сульфиды,,выделившиеся на границах зерен, мо-
гут быть причиной межкристаллитной коррозии углеродистой стали.
В,кислотостойких сталях, вследствие высокого содержания в них хро-
ма, наиболее вероятной из та~ких фаз являются нитриды, которые вы-
деляются' при отпуске в значительном количестве даже в том случае,
когда азот присутствует толыко в виде обычной примеси [см. 785]. Неко-
торые наблюдения позволяют считать, что нитриды хрома и титана,
контактируя с основной массой в нержавеющей стали, обладают низ-
кой коррозионной стойкостью. Так, в работе Б76, стр. 128] на стали
18-8 наблюдалось, что нитриды титана в 65О/О-ной азотной кислоте
сильно корроди~ровали и через 15 мин. после начала испытания полно-
стью растворялись. Опыты инж. С. Б. Анисимова,на одном из ленин-
градских заводов .показали, что азотирование стали типа 1Х13 приво-
дит к рез~кому понижению ее коррозионной стойкости (азотирование я
для такой стали предлагается как способ повышения износостойкости).
Имеются и другие указания ' на крайне низкую стойкость азотирован-
ной стали в кислых средах.
Поэтому,не должно вызывать удивления то обстоятельство, что
склонность к межкристаллитной коррозии наблюдалась в некоторых
случаях и у таких аустенитных хромоникелевых сталей, в которых со-
держание углерода было меньше 0,03О/О или даже около 0,003О/О. Толь-
ко,кинетика,процессов и температурная зависимость Нх протекания в
таких случаях должны быть иные.
Причину ме&gt;ккристаллит ой корро ии феррит
и п ол у ф e p p итн ы х сталей некоторые исследователи [803] также
склонны видеть в обеднении хромом периферийной зоны зерен вследст-
вие выделения хромистых карбидов на их границах, но с учетом одно-
временного влияния напряжений, возникающих при быстром охлажде-
нии стали с высоких температур. другие [например, 802] приписывают
решающую роль обогащенному углеродом аустениту, образующемуся
при температуре нагрева и распадающемуся на границах зерен при
последующем быстром охлаждении стали. При этом фазой, непосред-
ственно вызывающей межкристаллитную коррозию, по мнению одних,
являются химически нестойкие карбиды железа, которые при исправляю-
щем нагреве закаленной стали превращаются в химически стойкие кар-
биды хрома. По мнению же других, растворяется сам периферийньш
лой аустенитиого зерна, обедненный хромом.
Следует, однако, заметить, что введение в 17О/о-ные хромистые с1а-
ли значительного количества элементов, расширяющих область п-фазы,
' См. ссылки в работе С. Л. балезина и В. 5. Ратинова. ДАН СССР, т. 85,
1952, № 2, стр. 367.

РОЛЬ 41 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
627
с целью предотвращения образования аустенита при температуре на-
грева, не устраняло склонности сталей к межкристаллитной коррозии
[793]. На основании этих и других результатов своего исследования
авторы [793] считают причиной меж~кристаллитной коррозии ферритных
сталей напряжения, возникающие в поверхностных слоях зерен в ре-
зультате выделения карбидных или нитридных,фаз. Нагрев за~каленной
стали при 650 — 800', снимая эти напряжения, восстанавли~вает стой-
кость стали против межкристаллитной коррозии.
При анализе возможной причины межкристаллитной,коррозии
ферритных сталей, ~по нашему мнению, необходимо учитьгвать тот факт,
что для их исправления достаточно очень кратковременного нагрева.
Хотя это может свидетельствовать в пользу теории напряжений, мы
считаем, что напряжения не могут быть единственной или даже глав-
ной причиной межкристаллитной коррозии в ферритных сталях по тем
же причинам, что iH в аустенитных. Дополнительные напряжения, вы-
званные быстрым охлаждением, также не могут быть ответственны за
межкристаллитную коррозию. Действительно, с одной стороны, при
о ч е н ь быстром охлаждении у ферритных сталей не наблюдается меж-
кристаллитной коррозии [793]. С другой стороны, у полуферритных ста-
лей наблюдалось [881] усиление межкристаллитной коррозии при за-
медленном охлаждении. В то же время иммунизация стали при ис-
пра~вляющем нагреве, очевидно, не может быть связана с диффузион-
ными процессами, протекающими с малой скоростью, например, с вос-
становлением убыли хрома в периферийном слое зерен, изменением
состава карбидов и т. п.
M ы п о л а г а е м, что процессы, вызывающие межкристаллитну о
коррозию, в ферритных и аустенитных сталях принципиально одни и те
же. В ферритных сталях при быстром охлаждении с достаточно высо-
кой температуры некоторое количество фаз, частично растворившихся
при нагреве, успевает выделиться на границах, зерен, где термодинами-
ческие и кинетические условия для этого более благоприятны, чем в
объеме зерен. Такими фазами здесь я~вляются не только карбиды, но в
еще большем количестве нитриды хрома. Так, экспериментально было
установлено [785], что в стали с 27'0/0 Сг после закалки с j200 в твер-
дом растворе сохраняется 0,020/0 С из общего кол~ичества его в стали
0,120/0, а из общего количества азота 0,0550/0 в растворе фиксируется
0 050/о.
Смысл исправляющего кратковременного нагрева при температуре
выше 650', по нашему мнению, заключается в том, что при этом значи-
тельное количество карбида~в и нитридов выделяется в объеме зерна.
Это уменьшает каталитическую активность основной массы, контакти-
рующей с пограничными фазами, что в соответствии с рис. 380, в, дол-
жно привести к ослаблению межкристаллитной коррозии. Одновремен-
Но равновесный потенциал основной массы сдвинется влево (вн~из), что
должно уменьшить стойкость зерна, а следовательно, усилить общую
коррозию стали. В последнее время было показано и экспериментально
[881, что ослабление межкристаллитной коррозии после кратковремен-
ного исправляющего нагрева сопровождается усилением коррозии са-
мого зерна, а более длительный нагрев, например при 760' в течение
30 мин., сообщает стали почти полную устойчивость. Очевидно, для
ферритной стали, в которой скорость диффузионных процессов значи-
тельно больше, чем в аустенитной, такого нагрева достаточно для гого,
чтобы состав выделившихся фаз стал близок к равновесному. Те же
процессы происходят, если сталь медленно охлаждается с высокой тем-

628
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И &lt;HGJIOTOCTOH OH CTA
пературы. Значительно более важной ролью нитридов, чем в аустеннт-
ной стали, по~видимому, объясняется более слабое влияние ниобия на
умень~шение склонности к межкристаллитной коррозии в фе~рритных
сталях по сра~внению с аустенитными. Что касается титана, то роль его
в ферритных сталях принципиально та же, что в аустенитных. Но так
как в ферритных сталях титан должен связать не только в е сь углерод,
но и содержащийся в них в повышенном количестве азот, то его необ-
ходимо ввести болыпе, чем в аустенитные стали, особенно для устране-
ния межырнсталлитной коррозии в нескольких средах.
В. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ И ДРУГИХ ФАКТОРОВ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВА НЕРЖАВЕЮЩИХ И КИСЛОТОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ
Ферритио-мартенситные стали
Если от нержавеющей стали наряду с,коррозионной стойкостью
требуется высокая прочность или твердость, она должна быть вос-
приимчива к закалке на мартенсит. Безуглеродистые сплавы железо-
хром при содержании в них балыке 11 — 12'/О Cr являются уже о,-спла-
вами (см. рис. 364). С увеличением в сплаве углерода предельная кон-
центрация хрома значительно повышается. Поэтому естественно, что
механические свойства высокохромистой стали и возможность их регу-
лирования за счет термической обработки будут в решающей степени
определяться содержан~ием в них углерода. Сочетание углерода и хро-
ма зьгбирается в за~виси~мости от,назначения стали, прежде всего от то-
го, играют ли главную роль для изготовляемых из них изделий механи-
ческие свойства или корроэионная стойкость.
Стали, содержащие 25 — 30 Cr и обладающие очень высокой кор-
розионной стойкостью, даже при значительном содержании углерода
остаются ферритными (см. рис. 41). Поэтому введение в них повышен-
ного кол~ичества угле~рода для увеличения прочности не достигает щели,
не говоря уже о том, что в случае выплавки не ~в вакууме (см. стр. 545)
они обладают низкой пластичностью и особенно ударной вязкостью и
склонны к 475градусной хрупкости.
Твердость под влиянием углерода, в связи с увеличением количест-
ва карбидов в ферритной основной массе, повышается до -250 — 300
Нв.. При закалке стали с 25 — 30'/, Сг даже с высоких температур, как
уже отмечалось, в твердом растворе фиксируется лишь около 0,02О/, С
и почти весь содержащийся в стали в виде примесей азот. Однако вы-
деление карбидов и нитридов при последующем отпуске приводило
здесь не к повышению, а, наоборот, к существенному понижению твер-
дости (при 0,12О/О С от -230 до 170 Нл) [785]. Возможно, правда, что в
этих опытах максимум твердости, обусловленный дисперсионным твер-
дением, остался незамеченным, так как температура отпуска составля-
ла 800', а минимальная продолжительность выдерж~ки при ней 1 час.
Но и в других исследованиях, в которых максимум твердости,при от-
пуске наблюдался (отпуск при температурах 600 — 760 и минимальная
выдержке в несколько минут) 18811, абсолютная величина максимума
была невелика и не заслуживает внимания.
Поэтому, стали, содержащие 25 — ЗОО/, Cr, применяются для изде-
лий, от которых требуется высокая стойкость против сильно окисли-
тельных сред или высокая жаростойкость. Таковы, наприме~р, советские
марки Х25 и Х28. Введение повышенного количества углерода в такие
стали оправдывается только тогда, когда они применяются для фасон-

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИ~ ЭЛЕМЕНТОВ Р1 УГЛЕРОДА
629
ных отливок. В этом случае оказывается полезным и повышенное со-
держание кремния, так KBIK последний в количестве свыше 0,6',~0 скач-
кообразно повышает жи~джотекучесть [414, 496]. Стали с 25 — 300/О Cr u
при повышенном содержании у|глерода обладают еще вполне удовлет-
ворительной химической стойкостью. Однако,при этом необходимо счи-
таться с их низкой ударной вязкостью и плохой свариваемостью.
У ферритно-аустенитнюй стали, содержащей 260/О Сг, 40/О Ni и 1,5 "/О
Мо и обладающей еще более высокой коррозионной стойкостью, чем
ферритная (амери~канская сталь 329, ом. стр. 613), твердость и проч-
ность можно заметно повысить путем дисперсионного твердения за счет
выделения ~-фазы (рис. 382). Твердость возрастает с увеличением со-
держания хрома и, соответственно, количества о'-фазы. После выдержки
в течение 6 — 24 час. даже при 760', т. е. за максимумом, можно полу-
чить твердость 30 — 40 R и предел прочности около 120 кг/мм2. Од-
нако повышение твердости и прочности, как и следовало ожидать, со-
провождается понижением ударной ~вязкости, абсолютная величина
которой уменьшается с увеличением содержания хрома [879]. Падение
ударной вязкости после нагрева до температуры выше 900' авторы
объясняют образованием при охлаждении игольчатого аустенита. Рор-
розионная стойкость стали после диаперсиюнного твердения также по-
нижается, главным образом вследствие выделения о-фазы.
Если сталь предназначается для изготовления нержа~веющих и и-
стр уме н тов, то содержание углерода в ней должно быть достатюч-
ным не только для обеспечения возможности закалки на мартенсит, но и
для получения требуемой высокой твердости мартенсита. Проведенные
недавно исследования 1807] подтвердили, что и в высокохромистых сталях
максимальная твердость после закалки зависит в основном QT содер-
жания углерода, а хром и другие легирующие элементы практически на
нее не влияют. Заметное дополнительное повышение:максимальной твер-
дости вызывает азот, что подтверждается и другими исследованиями
[898], очевидно, потому, что он, так же как углерод, внедряется в ре-
шетку. Для приблизительного определения максимальнюй твердости за-
каленных высокохромистых сталей с учетом содержания в них углерода
и азота предложена эмпирическая формула [807]: ~lg R~ = 2,182 +
+ 0,469 (]дС)+ 0,108 (lgC)2+ 0,164 (lg N) +0,025 (lgN)'.
Для многих инструментов, например медицинских, достаточно зна-
чений максимальной твердости 50 55 R~, достигаемых при содержа-
нии в стали 0,3 — 0,40/О С. Такие инструменты изготовляются из сталей
ЗХ13 и 4Х13, т. е. содержащих в среднем 130/О Сг и соответственно 0,3
и 0,40/О С. Инструменты, от которых требуется более высокая макси-
мальная твердость, а также нержавеющие шарикоподшипники и т. и.,
следует изготовлять из стали, содержащей 0,9 — 1,0% С. В этом случае
для ком~пенсиро~вания отрицательного влияния углерода на коррозион-
ную стойкость стали оказывается необходимым повысить содержание
хрома до 17 180/О. ~Примером может служить сталь Х18, содержащая
0.9 — 1,00/О С и 17-19% Cr. В США,для таких целей применяется не-
сколько сталей, содержащих в среднем 17 /О Cr и 0,7 — 1,10/О С, причем
с целью дополнительного повышения коррозионной стойкости в них вво-
дится до 0,750/О Мо.
Так как в таких сталях мартенсит обладает большой устойчивостью
против отпуска, то после за|калки их подвергают отпуску при 300 — 350',
а иногда и при 400'. С целью более полного ~пре~вращения остаточного
аустенита высокоуглеродистые стали рекомендуется также до отпуска
подвергать обработке холодом при — 80'. Оптимальной температурой за-

630
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
калки можно считать 1000 1025'для среднеуглеродистой и до 1050' для
высокоуглеродистой стали. Из рис. 383 [784] для стали ЗХ13 видно, что
закалка с теипературы выше 1000 — 1025' не повышает твердости. ]~ор-
розионная стойкость при этом также повышается мало. В то же время
нагрев до более высоких температур связан с опасностью укрупнения
зерна, приводящего ~к резкому понижению пластичности и вязкости ин-
струмента.
,В качестве к о н с т р у к ц и о.н н ы х ферритно-мартенситных нержа-
веющих сталей наиболее широкое ~применение получили, в зависимости
от требуемых значений прочности и коррозионной стойкости, либо сталь
чипа Х17, либо стали типа 1Х13, 2Х13 и ЗХ13. Сталь Х17, обладающая
достаточной коррозионной стойкостью в ряде агрессивных сред при
50
45
бО
~~ 4О
35
30
25
го
ц
370 480 590 /00 815 925
Температура наереВа, 'Г
10
800 ЯО 900 850 /000 1050 1100 1150
~e~nepamypa 3акцлки, 'с
Рис. 382. Изменение твердости ари дис-
персионном тзердении высокохромистой
стали с никелем и молибденом за счет
выделения а-фазы:
1 — сталь с 0,21% С; 0,83'/е Мп, 0,4% Si, 27.41%
Сг, 3,91% Nf, 1,35% Мо, 0,088% N; 2 — сталь
с 0,11% С, 0,87% Мп. 0,4б% 3 i, 29,69'/о Сг.
3,97~/э Q1i, 1,44% Мо, 0,088% N [879]
Рис. 383. Зависимость твердости
стали ЗХ13 от температуры за
калки
средней прочности и высокой, пластичности, содержит до 0,12% С и яв-
ляется полуферритной. Обычно она применяется после отжига при 750'.
Однако закалка такой стали с 1000 — 1100', особенно при содержании в
неи больше 0,06 /о С, как видно из табл. 106 по исследованиям А. А. Ба-
бакова [803], существенно повышает хара~ктеристики прочности вслед-
ствие того, что Wora~eHHBH углеродом аустенитная фаза при быстром
охлаждении разлагается с образованием дисперсных структур. Даже у
стали с 0,035'o/o С наблюдается заметное повышение прочности. Объяс-
нить это можно, по-видимому, [влиянием обычно не учитываемого азота,
содержащегося в высокохромистых сталях в повышенном количестве.
Закалка с более высоких температур снова понижает, прочность, так
как количество z-,ôàçû при температуре нагрева, в соответствии с диа-
граммой состояний, уменьшается. Если ~в сталь вводится титан с целью
уменьшения ее склонности к межкристаллитной коррозии, она становится
ферритной, так ~как титан связывает углерод и азот в стойких карбидах
и нитридах. Поэтому механичеокие свойства стали Х17Т, если количе-
ство титана в ней больше по крайней мере пятикратного содержания
углерода, после закалки и после отжига практически не различаются
[803]. Ферритная сталь с титаном ~обладает повышенной критической
температурой хрупкости, что приводит к низким значениям ударной вяз-
кости при комнатной температуре [803]. На закаленной малоуглеродистой
стали с титаном ОХ17Т (и ОХ13Т} наблюдались также 1806] изменения

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
Т 1блица 106
Влияние закалки в воде на характеристики прочности стали Х17 с равным
содержанием углерода
Прочность (а~ — числители, ~ — знаменатели, кг,лсм2) стали Х17
5
при содержании углерода, 04
Темпера-
тура
нагрева
ОС
Продолж и-
тсльность
выдержки
мин.
0,035
0,047
О, 061
0,09
67,1
54,0
69,2
50,1
69,4
54,2
59,7
42,9
45,0
27,8
45,2
27,4
78,3
71,2
82,3
65,6
81,6
67,4
52,2
35,4
46,6
28,6
47,7
28,8
53,9
39,3
54,9
39,1
56,9
39,2
48,5
31,6
42,5
27,1
42,7
26,6
92,0
82,9
93,6
83,1
86,8
71,3
67,8
52,7
47,5
29,2
48,0
26,4
1200
1100
10
1000
15
900
800
700
30
ударной вязкости после отпуска при 650', что требует, однако, уточ-
нения.
Стали типа 1Х13, 2Х13 и ЗХ13 после закалки на мартенсит и после-
дующего высокого отпуска могут обладать широким диапазоном харак-
теристик прочности при удовлетворительной коррозионной стойкости,
зависящей от содержания углерода. Для стали, содержащей около
13% Сг и 0,24% С, т. е. лежащей на границе марок 2Х13 и ЗХ13, ич
рис. 384 1901] видно, что предел текучести и предел прочности начинают
понижаться после отпуска при тем~пературе IBbIIIIB 500'. Приблизительно
с этой температуры начинается также заметное IIQBbIIIIBHHB относитель-
ного удлинения и сужения. Ударная вязкость претерпевает провал в
интервале средних температур отпуска,,приблизительно до 550', а затем
также возрастает.
Провал ударной вязкости является, по-видимому, результатом таких
же процессов, ~которые вызывают необратимую хрупкость при отпуске
конструкционных сталей, но здесь они сдвинуты к более высоким тем-
пературам отпуска. 1~освенно о6 этом свидетельствует ~различная сте-
пень падения ударной вязкости не только у сталей с разным содержа-
нием углерода, но и у разных пла~вок одного и того же состава. У неко-
'Iорых плавок при комнатной температуре ~падения ударной вязкости
вообще не наблюдается. Но во всех случаях этот провал увеличивается
с ~понижением температуры испытания (за исключением очень низких
температур, при которых величина ударной вяз~кости весьма мала), что
иллюстрируется изотермическими кривыми на рис. 385 [90П. На послед-
нем обращает на себя внимание то обстоятельство, что в образцах, отпу-
шенных в интервале хрупкости, относительное, количество волокнистой
составляющей в изломе увеличивается при более высоких тем|пературах
испытания.
Таким образом, провал ударной вязкости, очевидно, связан с по~вы-

газ/й~2з~' ~ Я «~ ~ Я щ ш ~ ~
Ю
Е:
З
Ю
[ч ° °
и
Ж
Qi
%
Ъ~
~О
~ъ
'' n О
„/Йр3
®~/й(2М ' 0 Р э ~ с:)
f
к;
O cd
ЖМ
Cd
CO
о с»
И (~,
Ж
(.Э ~ч
Ж с~~
~~ с~
Cd Я
И
~ 2
О
ОИЩ
о
о
° ф~ ~~~ LD
о
о ~~
о~~~
Ж
О р
Cd „, вс~
~м
И сП
° ф
О Ф
1~
О
© и
Ж
М щ
u &
~~ u
Ж=
Ж (ф
И
Х
О
"3
С4
~-е
gp Cd
сч'.& t;

с
о
CD
CD
С~
3
o-
qo
„o

634
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЯКОЙ СТАЛИ
шением критической температуры хрупкости. И действительно, как вид-
но из рис. 386 1901], относящегося к той же стали, что и рис. 384, крити-
ческая температура хрупкости, определяемая как по доле кристаллнч-
ности в изломе, так и по значению ударной вязкости, имеет резко вы-
раженный максимум при температуре отпуска 550'.
'1'ак как и коррозионная стойкость этих сталей значительно увели-
чивается после отпуска при тем~пературах выше 600', то их обычно под-
вергают отпуску при 650 вЂ 7', в за-
висимости от требуемых свойств. Что
касается температуры закалки, то для
сталей, содержащих до 0,25% С, оп-
П5 тимальной можно считать 950 — 975', а
850 для сталей с более высоким содержа-
ф 150 — нием углерода — 975 — 1025'. Дальней-
шее повышение температуры закалки,
не внося существенных изменений в
химические свойства, приводит к
1!50 укрупнению зерна, что вызывает пос-
ле высокого отпуска понижение пла-
1050 & t; стично ти ст л и повыше ие кри
ческой температуры хрупкости (рис.
25 384 — 386) .
Так как углерод понижает кор-
розионную стойкость высокохроми-
стых сталей, то использование более
высокой прочности стали с повышенным
содержанием углерода не всегда ока-
пго пи' зывается возможным. Стали же типа
1Х13 и особенно Х17 обладают недо-
статочной для многих целей проч-
ностью. Сочетание высокой прочности
с большой коррозионной стойкостью
может быть достигнуто другими путя-
ми, главным образом обезуглерожива-
нием и дополнительным легированием.
200 ЗОО 400 500 600 700 Первый путь заключается в том,
Те~"ер~~~~~ omnyc~a, C что готовые изделия из нержавеющей
стали с повышенным или высоким со-
держанием углерода подвергаются по-
верхностному обезуглероживанию. Од-
ним из способов можег быть обезугле-
роживание наносимой на изделие о6-
мазкой (например, из MgCO, или сме-
си из 15 — 30% железной руды+85 — 70% MgO) при 1050 — 1100', при-
чем продолжительность выдержки зависит от содержания в стали угле-
рода 493]. Предлагалось также ' производить обезуглероживание пу-
тем нагрева изделий в вакууме в присутствии специальных реагентов.
Механические свойства сердцевины в результате, выдержки при темпе-
ратуре обезуглероживания лишь незначительно ухудшаются. харрази~
онная же стойкость в азотной кислоте, вне зависимости от содержания
углерода в сердцевине, практически такая же, как у стали с 0,09% С.
iOD
о 75
"Ь
50
о
— 25
-50
11 — 7$
-100
~~ -!25
~ -150
(" -175
Рис. 386. Значения критической тем-
пературы хрупкости Т~ у стали с
0,24% С и 13% Cr в зависимости от
температуры отпуска после закалки
с разных температур
' Японский патент 3309 от 9 июня 1954. ГЬегп. Abstr., v. 49, 1955, № 10, р. 6810.

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
635
Второй, более удобный путь заключается,в дополнительном леги-
ровании нержа~веющей стали такими элементами, которые, .практиче-
ски не ухудшая коррозионную стойкость, усиливают восприимчивость
ее к закалке за счет увеличения количества у-фазы при температуре на-
грева или повышают устойчивость против отпуска. Из таких элементов
наиболее эффективны никель в количестве до -2,5'%, медь, азот и нио-
бий.
Введение никеля в количестве около 2% переводит в группу закали-
вающихся сталь с -20% Сг и 0,2 — 0,25/о С, которая при отсутствии в
пей никеля не воспринимает закалки. Практически, естественно, выгод-
нее получать за счет легирования никелем сталь, обладающую при
высокой прочности повышенной химической стойкостью, в частности,
против большего количества сред. Примером такой стали может слу-
жить сталь марки Х17Н2. Аналогичные стали применяются во всех стра-
нах.
Табл ица 107
Механические свойства дисперсионно твердеющей нержавеющей стали с 0,04У, С,
17~~~ Сг, 3,5~~~ Nl и 3,5~ Си в виде заготовок и проволоки (катанки)
0,2
кг/мм 2
Твердость
~с
Номер
обработки
о
кг/мм2
Обработка
4/е
45
45
54
77,3
123,0
112,5
34
42
37
105. 5
133,6
119,5
Отжиг 1025 — 1050
Отпуск 1 — 4 часа при 470'
Отпуск 1 — 4 часа при 540'
8
11
14
Следует, однако, иметь в виду, что упрочнение этих сталей сопро-
вождается понижением их коррозионной стойкости [см. 770].
Что касается стали с 13o/0 Cr, то леги~рование ее дополнительно
никелем повышает прочность наиболее ощутимо в случае замедленного
охлаждения в процессе закалки. Чем быстрее охлаждение и, в част-
ности, чем меньше сечение изделия, тем меньше эффект упрочнения
после отпуска, вызываемый никелем. В настоящее время никель вво-
Сочетание еще более высокой химической стойкости, близкой в не-
которых средах к стойкости аустенитной стали, со способностью к зна-
чительному упрочнению, достигается в сталях, содержащих 0,08o С,
0,4% Si, 0,6о/о Мп, 17% Сг, 4,2о/о Ni и 2,75% Мо (американская нестан-
дартная сталь АМ-350) или 0,04% С, 17o/о Cr, 3,5% Ni и 3,5% Си (аме-
риканская сталь 17-4PH). У первой из этих сталей после охлаждения на
воздухе с ~высокой температуры структура почти полностью аустенит-
ная. Для упрочнения рекомендуется поэтому ~подвергнуть ее сначала
охлаждению до температуры ( — 65) —: ( — 75)', с целью превращения
большей части аустенита з мартенсит, а затем отпуску при 450' [878l.
Превращение большей части аустенита в мартенсит может быть достиг-
нуто и путем охлаждения с 700 — 725. После такой обработки также сле-
дует отпуск,при 450'.
Вторая сталь (17-4PH), упрочняющаяся путем дисперсионного твер-
дения за счет медистой ~фазы, после отпуска приобретает свойства, при-
веденные в табл. 107 [809]. Отпуск при более высокой тем~пературе сни-
жает прочность стали, но пластичность и коррозионную стойкость по-
вышает. Пластичность этой стали может быть повышена, а твердость
соответственно понижена путем дополнительного введения в нее 0,25—
0,45o/, Nb.

Я ~ з
Ф
R
о а5
° Ю
О
И
Ж
~ч
кх
2
~о
о
&l ;
СЧ С4
О
и
О М
р;
Го ~ I
0
В
~До
о
Ь~Ю М
,ж
Cd ~ {Ь
Оо I
щ O
1
0~:
О Cd
С4
('.Э (~
~)
~ И
м ~
~ч
Ю
~ о
Щ Ж
х ~
~и
00
~Я
и
а
О
О~ в~ ~Ъ
о/ Я '~~ Я

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
637
дится ~в сталь с 12 — 13% Сг, по-видимому, только в США и в Англии.
Н Германии перестали вводить никель в такую сталь во время второй
мировой войны.
Наиболее целесообразно дополнительно упражнять сталь типа 1Х13,
обладающую, вследствие низкого содержания в ней углерода,,повышен-
ной коррозионной стойкостью и ударной вязкостью и более низкой кри-
тической температурой хрупкости, но недостаточной для ряда примене-
ний прочностью. Исследования Б. Е. Сомина показывают, что это может
быть достигнуто, введением в сталь 1Х13
О
ниобия в количестве около 0,1 /0 за счет ~ 75
увеличения последним устойчивости про-
тив отпуска. Одновременное легирование 3 so
~:ь ~ дакалло
~ ~ь ~ЦОО
такой стали никелем расширяетобластьу, ~ В
~=' 25
1150 /
повышает прокаливаемость и дополни- soso
=з ~
тельно — коррозионную стойкость. Срав- & t
кивая свойства стали с 0,24% С и 13% /
Cr на рис. 384 и 386 со свойствами, при-
веденными на рис. 387 и 388 19011 для ста-
ли с 0,1% С, 13% Сг, -2,6% Ni и 0,1%Nb,
'O
можно видеть, что после высокого отпус-
ка, например при 650', обе стали имеют ~Й
практически одинаковые значения харак- 1150
теристик прочности и пластичности (за, Л
исключением небольшого различия атно- ф . г'
сительного удлинения). В то же время у у~-150
стали с 0,1'% С и 0,1% Nb ударная вяз-
кость выше и, что еще важнее, критиче- 950~
ская температура хрупкости значительно,.2ОО
ниже, чем у стали с 0,24'/, С без ниобия. аоо зоо @оп 5оо воо 7оа
Пер,вая сталь менее чувствительна также Темпе~амура отпуска, С
к перегреву с повышением температуры рис. З88. Значения критической
закалки. Данные рис. 387 и 388 относят температуры хрупкости т» устал~
ся z образцам малого сечения. Поэтому с 0,1'/о С, 13% Сг, 26% % и О1'~~
влияние никеля здесь практически не Nb в 3аВнсимости от температуры
сказалось и главную роль играет при-
садка 0,1О&l ;o
Медь а количестве 1 — 2% на стойкость стали с 13% Сг в азотнои
кислоте не влияет, а стойкость в некоторых других кислотах увеличи-
вает. Однако абсолютные значения ~потерь в весе легированной медью
стали не настолько малы, чтобы сделать ее стойкой против этих кислот,
а влияние меди на механические свойства после высокого оппуска, когда
она повышает коррозионную стойкость, не вели~ко. Поэтому иопользо-
вание меди в качестве дополнительного легирующего элемента с целью
повышения закаливаемости и прочности нержавеющих сталей не полу-
чило распространения, за исключением тех случаев, когда она вводится
с целью сообщения стали способности к дисперсионному твердению. На-
сколько нам из~вестно, только в США применяется в качестве нестан-
дартной [см. 877] сталь с 20% Сг и 1% Си (обозначается 443).
Весьма эффективным в рассматриваемом направлении может быть
аз от, сильно увеличивающий предельную концентрацию хрома, при ко.
торой замыкается область у на диаграмме состояний. Приведенные в
табл. 108 данные показывают, что у 13%-ной стали после закал~ки и
отпуска, а также у ферритных и полуферритных сталей, не подвергаю-
щихся закалке, азот значительно повышает предел текучести и предел

638
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЯ СТАЛИ
прочности, не вызывая понижения пластичности и ударной вязкости.
У ферритных сталей азот даже значительно повышает пластичность и
ударную вязкость, что объясняется уже из~вестным нам влиянием его
на измельчение зерна. В недавнем исследовании [898] подтверждено по-
вышение азотом ударной вязкости сталей Х[7 и Х28, но установлено,
что в стали Х28 содержание азота для этой цели должно быть больше
0,4%, что требует проверки. Стойкость стали против коррозии под влия-
нием растворенного азота не снижается.
Т абл и ца 108
Влияние азота на механические свойства высокохромистых сталей
разных классов
Содержание основных элемен-
тов, %
Твсрдосч ь
НВ
Источ-
ник
кг.ц/c.M '
%
кг л~мг
Cr
0,025
0,08
30
"-6
23,3
23,0
55,0
63,5
13,44
13,19
71
66
30,0
47,0
137
179
0,07
0,07
[490!
4
54,0
72,2
33,0
47,3
28
25
17, 28
18,46
11,1
13,9
0,031
0,17
56
57
140
174
0,10
0, [38
[490[
39,2
54,5
27,2
37,0
23,2
23,2
0,21
0,21
0,5
5,8
0,45
8,0
176
206
О, 12-
[4I4[
1~арбидообразующие элементы, в отличие от никеля и азота, ока-
зывают ферритизирующее действие на структуру стали, как потому, что
они изолируют углерод, обогащая основную массу хромом, так и потому,
ч~о часть их, растворенная в основной массе, сама способствует cyme-
нию области у. На прочность нержавеющей стали карбидообразующие
элементы должны оказывать, поэтому двойственное влияние. Феррити-
зация уменьшает закаливаемость стали или совершенно лишает ее спо-
собности закаливаться. Наличие же большого количества карбидов, а
также определенного количества легирующего элемента в растворе,
упрочняет ферритную основную массу. Если, следовательно, сравнивать
нержавеющие стали в отожженном состоянии, TQ карбидообразующие
элементы должны повышать прочность в тем большей степени, чем бли-
же ее структура к ферритной. Если же сравнивать стали после закалки
и отпуска, то результаты должны быть обратные, как это наблюдается
и в действительности [CM. 4911. g тому же при этом сильно падает и
ударная вязкость.
Но при большом их содержании в BbIcoKoxDQMHcTQH стали такие
элементы, как например молибден, титан, могут сообщить последней
способность упрочняться дисперсионным твердением, либо за счет у-фа-
зы, образованию которой они способствуют, либо за счет металлических
соединений. Такое влияние оказывает, B частности, молибден, облегчая
образование ~-фазы в легированной никелем стали с 26% Cr (см.
рис. 382).

РОЛЬ l1 ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
639
Аустенитные стали
Аусгенитные кислотостойкие стали, в том числе сталь типа 18-8, ха-
рактеризуются большой пластичностью и вязкостью, низкой твердостью,
низким пределом пропорциональности и текучести, предположительная
причина которого была изложена на стр. 215. Предел же прочности у
аустенитных сталей имеет сравнительно высокие значения, что являет-
ся следствием их сильной наклепываемости (большого коэффициента
упрочнения) при нагружении за пределом текучести. а также превра-
щения некоторого количества аустенита в мартенсит в месте разрыва
образца. Аустенитные стали обладают очень малой магнитной проницае-
мостью и высоким удельным электросопротивлением, что расширяет воз-
можные области их применения по сравнению с высокохромистыми
ферритно-мартенситными сталями.
Аустенитные стали, 1ак же как и ферритные, не могут быть упроч-
нены =a счет обычной закалки на мартенсит. Но наличие в структуре не-
которого количества а-фазы приводит к повышению предела текучести
и понижению пластичности стали даже в том случае, если а-фаза обра-
зовалась не по мартенситному механизму. Однако способы упрочнения,
сопровождающиеся появлением в структуре а-фазы, не говоря уже о
том, что они недостаточно эффективны, не могут быть использованы в
тех случаях, ко~да сталь применяется з качестве немагнитной или в ка-
честве жаропрочной.
Наиболее распространенным способом упрочнения аустенитной ста.
ли является н а кл е и, если характер изделия и способ его изготовле-
ния позволяют использовать пластическую деформацию. Наблюдающие-
ся при этой операции изменения свойств являются следствием двух про-
цессов: наклепываемос~и аустенита, которая значительно сильнее на-
клепываемости феррита, и частичного превращения его в мартенсит
(подробнее см. [5041). Последний фактор играет, естественно, тем ббль-
шую роль, чем менее устойчив аустенит. Поэтому повышение содержа~1ия
никеля в хромоникелевой стали и марганца в хромомарганцевоникеле-
вой стали ослабляет эффект их упрочнения при пластическом деформи-
ровании. Особенно высокие значения предела прочности получаются у
стали, содержащей только 7О/0 Ni и имеющей малоустойчивый аустенит.
При таком содержании никеля предел прочности у наклепанной стали
существенно повышается с понижением содержания хрома до 17О/о без
заметного ущерба для пластичности.
Как было показано в ряде работ, никель понижает степень упроч-
нения стали при гаклепе также и потому, что он уменьшает наклепыва-
емость аустенита. Таким образом, и по этой причине в стали, подверга-
ющейсч сильному упрочнению, например предназначенной для изготов-
ления коррозионностойких пружин, холоднокатаных авиационных дета-
лей и др., содержание никеля желательно иметь ближе к 7О/О. Основное
применение для таких изделий получила сталь с 0,08 — 0,2О/о С; 16 — 18'"/о
Cr и 6 — 8% Ni (в США сталь 301 или 17-7).
А з о т, у г л е р о д и м а р г а н е ц, увеличивая устойчивость, аусте-
нита, в то же время усиливают его наклепываемость. Повышение азо-
том устойчивости аустенита видно из рис. 389 [502] по изменению маг-
нитного насыщения. Из рисунка же видно, что азот усиливает наклепы-
ваемость аустенита. Яействительно, кривые повышения предела прочно-
сти со степенью отжатия идут параллельно для стали 18-8 без азота н
с 0,16o/, азота. Так как у последней стали магнитное насыщение до об-
жатия в 60 — 70О/р практически не меняется, т. е. мартенсита не обра-
зуется, то, еслп бц азот не увеличивал наклепываемости, предел проч-

640
IIQcTH должен был бы повышаться в меньшей степени, чем у безазоти-
стой стали.
Еще сильнее, чем азот, наклепываемость аустенита стали типа 18-8,
как видно из рис. 390 [cM. 883], усиливает растворенный углерод. У ста-
ли с ббльшим содержанием углерода пластичность также выше, чем
у низкоуглеродистой, что, очевидно, объясняется меньшим количеством
образующегося мартенсита. Таким образом, практически оказывается
выгоднее использовать стали, которые сильнее наклепываются за счет
повышенного содержания углерода, несмотря на то, что аустенит у них
более устойчив.
Относительное. влияние углерода, связанного в карбидах и раство-
ренного в аустените, на упрочнение стали при наклепе еще недостаточ-
!82
168
80
70
155
126
Ъ
112
tQ
!ОЯ - оя
~О
50
20
70
О fO 20 30 40 50 бО 70 80
баепень о~яатиц %
О
1О 20 30 40 50 60
~iпепень обдавая, %
Рис. 390. Влияние пластической
деформации на упрочнение стали
18-7 при содержании 0,14% С (1)
и 0,05% С (2):
Рнс. 389. Влияние пластической деформации
на предел прочности и магнитное насыщение
стали 18-8 без азота и с 0,16'/о азота:
1 — В — для стали 18 8; 2 — ~~~, — для стали 18 8:
З — а~, — для стали 18-8+0,16% N; 4 — В — для ста-
ли 18-8+0,16% N
но ясно. Известно, что повышение температуры предварительной закал-
ки стали 18-8, приводящее к полному растворению карбидов, уменьша-
ет степень ее упрочнения при наклепе. Так как карбиды не могут влиять
на наклепываемость аустенита, то это явление можно было бы обьяс-
нить тем, что при наличии свободных карбидов, обедняющих основную
массу хромом, уменьшается устойчивость аустенита. Однако на стали
~(13Я4Г9 наблюдалось [885] увеличение магнитной проницаемости,
а следовательно, уменьшение устойчивости аустенита под влиянием на-
клепа с повышением температуры предварительной закалки.
По-видимому, собственное упрочняющее влияние карбидов у на-
клепанной стали не только сохраняется, но в ряде случаев и усиливает-
ся вследствие их раздробления при пластическом деформировании.
Так, из сопоставления рис. 391, а и б [886] видно, что после обжатия на
30% разница в значениях предела текучести у сталей 1Х18Н9Т
и 1Х18Н9, существовавшая в отожженном состоянии, сохраняется.
а разница в чначениях предела прочности увеличивается больше
чем вдвое.
Значительное усиление м а р г а н ц е м наклепываемости аустенита
хорошо известно на примере стали Гадфильда. Марганец способствует
а 7000
о000
5000
оооо
3000
200g
1000
о
леГировАние неРЖАВеющей и КислотостОЙКОЙ стАли

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
641
также упрочнению наклепом хромомарганцевоникелевой аустенитной
стали. Так как углерод влияет на наклепываемость аустенита в том же
направлении, то у стали Х13Н4Г9 (ЭИ100), содержащей 0,15 — 0,30% С.
предел текучести повышается наклепом в такой же степени, как у ста-
ли 1Х18Н9 (рис. 391, а), хотя ее аустенит более устойчив. Одновремен-
но у стали Х13Н4Г9 значительно выше предел прочности, очевидно,
благодаря его высокому значению уже в исходном состоянии
(рис. 391, в), что также объясняется сильной наклепываемостью этой
стали при нагружении ее за пределом текучести. По-видимому, благо-
даря преобладанию роли наклепа над ролью мартенситного превраще-
ния упрочненная наклепом хромомарганцевоникелевая сталь ЭИ100
при том же значении предела прочности имеет более высокую пластич-
ность, чем хромоникелевые стали [498].
&lt
(00
100
89
$0
40
О lO 20 ЗО
Степень оожатця,%
20
0 fg 20 &g ;О
Саепеиь обжаяця, %
а
Рис. 391. Влияние пластической
деформации на предел прочно-
сти и предел текучести аусте-
нитных сталей:
а — 1X18H9: б — 1Х18Н9Т; в—
Х13Н4Г9
4 ~00
80
60
0 /О 30 Я7
Степень о5жатця,%
8
у хромомаргннцевоникелевой стали с более высоким содержанием
хрома и низким содержанием углерода, чем у ЭИ100, наклепываемость
аустенита повышается азотом. Как видно из рис. 392 [873], американ-
ская сталь 17-4-6 с азотом или 201 (сталь 1 в табл. 102) упрочняется
в такой же степени, как хромоникелевая 17-7, имея при этом более вы-
сокую пластичность, чем последняя. Аустенит же в стали 201 более
устойчив, чем в стали 17-7, о чем свидетельствует изменение магнит-
ной проницаемости при наклепе у обеих сталей, показанное
на рис. 392, б.
B связи с тем, что упрочнение аустенитной стали при деформации
обусловлено также частичным превращением аустенита в мартенсит,
большое влияние на степень упрочнения оказывает температура, при
которой протекает процесс деформирования. Подогрев стали во время
ее деформирования до 80 — 100 — 200' сказывается в уменьшении упроч-

642
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
кения, так как в этом случае последнее определяется только наклепом.
Наоборот, деформирование при низких температурах резко усиливает
эффект упрочнения за счет того, что оно обусловлено не только накле-
пом, но и образованием мартенсита [884], Так, у проволоки из стали
с (0,15% С, 16 — 18% Сг и 7% Ni, т. е. 17-7, при степени обжатия
20% был получен [808] предел прочности 80 кг/мм' в случае волочения
при 20' и 140 кг/мма в случае волочения при — 180. Вообще же темпе-
ратура, при которой пластическая деформация дает наибольший эф-
фект упрочнения, зависит от положения мартенситной точки.
Дополнительное повышение прочности получается при последую-
щем отпуске наклепанной стали. В частности, в цитированной работе
[808] отпуск при 400' проволоки, подвергнутой волочению при — 180 со
степенью обжатия 20%, повысил предел прочности до 200 кг/мм'. Этот
126
~Ъ
7g ф 17,5
бО ~~ 15,0
so ф аг
Дб &l ;~
30 Q~~ 75
С~ II
4-2 20 aw f,î
14 о ~~
О 1О гО ДО 40 50 бО
Степень оГжатия,%
112
Ф
98
84
Ю
~ 70
~)
28
g 1О гО ЗО "О 5060
Степень oChamu~. %
Рис 392. Влияние пластической деформации на механические свойства
(tt) и магнитную проницаемость (б) хромомарганцевоникелевой стали
с азотом (201, табл. 102) в сравнении с хромоникелевой сталью 17 7
эффект является, по-видимому, результатом дисперсионного твердения
карбидами, облегченного предварительным наклепом, тогда как обрат-
ное а~ у- превращение еще не прошло. Пружины из отпущенной про-
волоки могут работать длительное время при температуре до 3QQ'.
Весьма важное преимущество наклепа 11ри низких температурах
заключается в том, что требуемая величина предела прочности дости-
гается при меньших степенях обжатия, чем при комнатной температу-
ре. Елагодаря этому, как можно видеть из рис. 393 [887] для стали
8-8 при одинаковом значении предела прочности может быть получе
на более высокая пластичность. Подобрав степень обжатия таким
образом, чтобы значения предела текучести и относительного удлине
ния были одинаковыми, например 90 кг/мм~ и 20% соответственно (cM.
рис. 393), можно при низкой температуре деформирования получить бо-
лее высокие значения предела прочности.
Последние исследования показывают, что существенное повышение
прочности аустенитной стали, в особенности ее предела текучести, мо-
жет быть достигнуто за счет внутреннего, фазового наклепа аустенита

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
643
175
t Dar
:И
~С
° ~
70
Р~
60
50
40 ~~
ЗО
20 ~
10
о
40
т4
7
о
20
фО О
О ЯО 40
(.'тепень обво~йия,%
Рис. 393. Влияние пластической деформации при низких темпе-
ратурах на механические свойства стали 18-8. Прокатка при 20'
(а} — 78' (б) и вЂ 1' (в)
Кроме наклепа, упрочнение аустенитной стали может быть достиг-
нуто путем дополнительного легирования '. При этом вводимые эле-
менты могут влигть на механические свойства стали либо непосредст-
венно, входя в твердый раствор, либо косвенно, образуя фазы, способ-
ные, в частности, вызывать эффект дисперсионного твердения.
Примером элемента, упрочняющего сталь типа 18-8 за счет рас-
творения его в аустенитной основной массе, может служить азот. Из
рис. 395 [502] видно, что условный предел текучести а „у стали 18-8 по-
вышается больше чем в 1,5 раза при введении азота в количестве 0,04—
0,11% (на другие механические свойства стали 18-8 азот-почти не ока-
зывает влияния), а дальнейшее повышение содержания азота практи-
' Следует отметить, что облучение нейтронами также повышает прочность стали
типа 18-8 и др.
при прямом и обратном мартенситном превращении. Из рис. 394 [769]
видно, что у стали с 0,05% С, 9,7% Сг и 13,73% Ni, закаленной с 1100'
в воде, после первого цикла, состоявшего из охлаждения образцов
с 750 до — 193' (и жидком азоте), нового нагрева до 750' с выдержкой
30 мин. и охлаждения в воде до 20', предел текучести увеличился более
чем в два раза, а предел прочности значительно слабее. Последующие
циклы дают уже малый эффект. Упрочнение и в этом случае сопровож-
дается уменьшением ударной вязкости (рис. 394), но значение послед-
ней остается еще весьма высоким. Такой способ упрочнения может
представлять практический интерес для некоторых деталей в тех слу-
чаях, когда внешний наклеп неприменим вследствие изменения разме-
ров и формы детали.

644
чески уже не сказывается. Поэтому оптимальным с точки зрения уп-
рочнения можно считать содержание азота в 0,10 — 0,12%. Влияние азо-
та на повышение предела текучести сказывается и в стали со смешан-
ной аустенитно-ферритной структурой, у которой исходные значения
этой характеристики соответственно выше.
Такое же влияние оказывает растворенный в аустените азот на
предел текучести хромомарганцевоникелевой стали. как видно из сле-
дующего примера Б021:
с Si Mn Ю N е&
0/ 0/ 0/ 0/ y/ Ю8/ММ~
0,15 0,82 7,78 1,52 — 100% аустеиита 27,5
0,16 0,68 7,93 1,42 О, 11 То же 35,9
СГ
%
14,4 ф
14,96
Структура
80
28,0
Ъ
%
24,5
CV
CS
Ф
hO $
ЗО q
20 ~„
~о ~"
3
Z),0
0,02 006
0'0 014
10
О 1 g
Число цикло~
Рис. 394. Влияние повторных цик-
лов прямого и обратного мартен-
ситного превращения на механи-
ческие свойства аустенитной стали
с 0,05'/о С; 9,7'/о Сг и 13,73% Ni,
закаленной с 1100'
Рис. 395. Влияние азота в твердом
растворе на предел текучести ста-
ли 18-8
Углерод, растворенный в аустените, влияет на прочность стали ти-
па 18-8 в том же направлении, что и азот. Однако значительно сильнее
углерод способствует упрочнению стали косвенно, находясь в ней в ви-
де карбидов. Это следует из примера, приведенного на рис. 396 (4991.
6D
~о
~ ~п
° ~
(7
30
40
+ ЗО
zo
700 800 909
Температура закалкц C
20
018 020 025 0 30 ОЖ
C%
Ри© 396. Влияние углерода на
предел пропорциональности стали
с 17,4 — 18,1% Сг и 8,1 — 8,6'/о Ni:
I — закалка с 80О'. 2 — закалка с 900
Рис. 397. Влияние температуры за-
калки на предел пропорциональ-
ности и предел текучести стали с
0,46% С, 17,35О/о Сг, 8,13% Мп и
3,83% gj
У одной и той же стали после закалки с 800' предел пропорционально-
~ m
~ so
~с 50
~~ ~о
ЗО
20
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
645
сти значительно выше вследствие ббльшего количества нерастворенных
хромистых карбидов, чем после закалки с 900'. То же наблюдается
у хромомарганцевоникелевой стали, как это видно из рис. 397 [4991.
Данные рис. 396 и 397 относятся к случаю закалки стали непосред-
ственно после ковки. Если же сталь закалить с температуры выше ли-
нии растворимости хромистых карбидов и затем отпускать, то кривые
изменения твердости и прочности являются типичными для процесса
дисперсионного твердения. Предварительный наклеп, как всегда, уско-
ряет процесс. Таким образом, комбинируя наклеп с дисперсионным
твердением карбидами, можно получить весьма высокие значения
прочности.
Недостатком упрочнения стали типа 18-8 за счет дисперсионного
твердения карбидами хрома является выделение их преимущественно
по границам зерен, что, кроме усиления межкристаллитной коррозии,
приводит еще к резкому падению пластичности и особенно ударной вяз-
кости. Выделение карбидов внутри зерен, особенно если оно ориентиро-
ванное, также приводит к понижению ударной вязкости, хотя не вызы-
вает межкристаллитной коррозии.
Если в сталь типа 18-8, содержащую повышенное количество уг-
лерода, вводится энергичный карбидообразующий элемент, то упроч-
нение может иметь место за счет карбидов этого элемента. В табл. 109
[499] показано влияние легирования стали типа 18-8 титаном Hà ее ме-
ханические свойства. В стали, содержащей 0,18% С и 0,28% Т1, титан
связывает около 0,06% С, а в хромистых карбидах остается 0,1—
0,12% С. Однако эта сталь имеет значительно более высокие значения
предела пропорциональности (и текучести) по сравнению со сталью без
титана. содержащей 0,16% С, после закалки с 900' (см. рис. 396). Это
можно объяснить только дополнительным упрочнением стали, вызыва-
емым карбидами титана. По этой же причине весьма высокие значения
пределов пропорциональности и текучести после закалки с 900 имеют
стали с 0,8% и 0,9% Ti.
Табл ица 109
Механические свойства стали, содержащей в среднем 18,4% Сг и 8,.&g ; Ю
различном количестве углерода и титана, после закалки с 900' в воде
т~
%
Ь
%
О
Pfg/М
Ю8/ММ~
Р
Ь
ЮУ/ММ~
0,28
0,80
0,91
32,0
39,0
38,0
40,5
46,5
42,5
82,0
97,0
98,0
33,0
40,0
38,0
60,5
57,0
58,0
0,18
0,23
0,32
Рядом исследований установлена возможность повышения прочно-
сти стали типа 18-8 путем дисперсионного твердения за счет химиче-
ских соединений, образуемых такими дополнительными легирующими
элементами, как титан (в количестве 2 — 3'%), бериллий, бор (в количе-
стве 0,5 — 1%), алюминий. Однако упрочнение за счет первых трех, осо-
бенно за счет титана и бора, сопровождается значительным понижением
коррозионной стойкости. Наименьшее снижение коррозионной стойкости
дают алюминий и комбинация титана и алюминия в сравнительно не-
больших количествах.
По пути использования этих элементов и направлены, в-основном,

ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
Табл ица 110
Механические свойства некоторых дисперсионно твердеющих нержавеющих сталей
5
(i=50 мм)
%
Р
Номер
обработки
Твердость
RC
+Or 2
кг/мм~
ь
кг/мм'
Обработка
Сталь с 17% Сг, 7% Ni и 1,1% А1 (сталь 17-7 PH)
в виде листов и полос~
Отжиг и ри 1065'
Обработка 1+закалка с 750'
(выдержка 90 мин)
Отпуск 1 час при 480'
Отпуск 1 час при 590
Наклеп
Наклеп+отпуск 1 час при 480'
30
9
28,1
70,3
91,4
102,0
35
31
151,5
140,6
151,5
175,8
140,6
130,1
130,1
168,7
45
43
43
49
Сталь с 17% Cr, 7% Ni, 0,7% Ti и 0,2&gt ~o Al (ст ль 3
в виде листов и полос'
Отжиг 1000 — 1050'
Обработка 1+закалка с 700'
Обработка 2+отпуск 30 мин.
при 510'
Обработка 2+отпуск 30 мин.
при 540'
Обработка 2+отпуск 30 мин.
при 565'
52,5 — 80,5
49,0 — 77,0
94,5 вЂ 1,5
84,0 вЂ 1,0
84,0 вЂ 1,0
108,5 вЂ 1,5
22 — 28
23 — 29
35 — 41
87,6 вЂ 1,5
77,0 — 87,5
101,5 вЂ 1,5
94,5 вЂ 1,0
34 — 40
31 — 37
1) У тонких листов и проволоки тоньше 1,75 мм ~Ь выше 210 кг/мм~.
') Толщиною 0,75 — 1,5 мм. При толщине до 0,75 мм о=5%; выше 1,5 мм — 7%. У проката
при диаметре до 12,5 мм 5=10%; выше 12,5 мм — 12%.
поиски дисперсионно твердеющих коррозионностойких сталей на хро-
моникелевой основе. В США была предложена [505] дисперсионно
твердеющая сталь (сталь Wили 322), ,содержащая в среднем 007% С,
0,5% Мп, 0,5% Si, 17% Cr, 7% Ni, 0,7% Ti и 0,2% А1. В этой стали уп-
рочняющая фаза растворима в аустените и мало растворима в и-фазе,
вследствие чего эффект дисперсионного твердения тем больше, чем
больше количество а-фазы в структуре стали. В соответствии с этим
и средний химический состав стали установлен из тех соображений,
чтобы при охлаждении на воздухе с температуры закалки аустенит ча-
стично разложился в а-фазу. Титан и алюминий связывают значитель-
ную часть содержащихся в стали углерода и азота, что облегчает раз-
ложение аустенита при охлаждении с температуры закалки, а избыток
этих элементов образует упрочняющую фазу.
Позднее, однако, там же были предложены другие стали, в кото-
рых упрочнение при дисперсионном твердении достигается за счет фаз,
образуемых алюминием [809] или бериллием [892]. Средний состав этих
сталей следующий: 0,07% С, 17,0% С1, 7% N1 и 1,1% А1 (сталь,17-7PH),
(007% С 19% Cr, 10% Ni, 3% Si, 3% Мо, 2% Си и 015% Be
(сталь Ъ'2В}.
При этом у второй стали, в зависимости от ее назначения, состав
основы, особенно содержание молибдена, кремния и меди, может изме-
няться в известных пределах, например: 1) 3,5% Si, 4% Мо, 2) 1,5 S1,
5о/ Мо, 3,5% Си, 3) 3,5% Si, 3,5% Мо, 3% Си. Сопоставление достиг-
нутых после дисперсионного твердения свойств у сталей 17-7РН [8091

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ Э~~МЕНТОВ И УГЛЕРОДА
647
и 322 [505], приведенное в табл. 110, показывает, что первая обладает
более высокими значениями характеристик прочности при большей пла-
стичности, чем сталь 322, что делает ее более предпочтительной.
После высокотемпературной обработки 1 (табл. 110) стали имеют
аустенитно-ферритную структуру, относительно легко обрабатываются
резанием и подвергаются наклепу. Во время охлаждения с 700 — 750
(обработка 2) аустенит превращается при температуре ниже 130'
и структура сталей состоит из мартенсита, феррита и остаточного ау-
стенита. Последний может быть разложен путем охлаждения стали до
вЂ 80 . Отпуск с целью получения эффекта дисперсионного твердения
должен следовать не позже чем через час после обработки 2. После от-
пуска при наиболее высокой температуре из указанных в табл. 110 по-
лучаемые характеристики прочности ниже, но пластичность и коррози-
онная стойкость выше. Стали также хорошо свариваются, причем дис-
персионному твердению они подвергаются после сварки. Свою высокую
прочность стали сохраняют при работе до температур около 400'.
Г. ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩИХ И КИСЛОТОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ С ЦЕЛЬЮ
УЛУЧШЕНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
1
Нержавеющие и кислотостойкие стали, будучи высоколегирован-
ными, обладают пониженными технологическими свойствами. Некото-
рые из этих свойств могут быть заметно улучшены дополнительным ле-
гированием или модифицированием стали.
Для улучшения обрабатываемости высокохромистых и хромонике-
левых сталей режущими инструментами к ним присаживаются те же
элементы, которые с этой целью вводятся в обычные конструкционные
стали, т. е. сера, селен, фосфор, свинец, висмут, чаще всего первые два.
Примером может служить применяемая у нас «автоматная» нержаве-
ющая сталь Х14, содержащая 0,2 — 0,4'/, S. В некоторых странах — Анг-
лии, США — для улучшения обрабатываемости резанием к стали при-
саживается комбинация серы и селена, причем в США эти элементы
вводятся не только в подвергающуюся закалке и отпуску 130/0-ную, но
и в полуферритную 16 — 17'/О-ную хромистую сталь. Для уменьшения
красноломкости, обусловленной повышенным содержанием серы и селе-
на, часто вводят в сталь дополнительно до 0,60/О молибдена или цирко-
ния. 1~оррозионная стойкость нержавеющей стали, как показали, в ча-
стности, наши исследования (совместно с Б. Е. Соминым), под влияни-
ем присадки серы или селена практически не ухудшается. По-видимо-
му, перенапряжение реакции восстановления на сульфидах и на 'IBåð-
дом растворе в нержавеющей стали приблизительно одинаково.
Яля многих аустенитных кислотостойких (и жароупорных) сталей
серьезную проблему представляет улучшение деформируемости в го-
рячем состоянии. С этим связано не только увеличение выхода годного,
но и возможность применения более крупных слитков, прошивки вме-
сто прессования при изготовлении труб и т. п., а для некоторых сталей,
например легированных большим количеством молибдена и меди,— во-
обще возможность их применения в качестве деформируемых, а не толь-
ко в качестве литейных.
Яеформируемость в горячем состоянии, особенно при первых об-
жатиях, зависит, как известно, не только от состава стали, но в большой
степени от качества слитка, первичной кристаллизации и от плавки,
главным образом, от способа и условий раскисления, от состава, коли-
чества, формы и.расположения неметаллических фаз, а следовательно,
и от содержащихся в стали примесей [см. 888 и др.1. В частности, вы-

648
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
' У нас принята оценка количества а-фазы по шкале завода «Запорожсталь» (см.
В. С п е р а н с к и Й. Сталь, № 4 — 5, 1939). Баллу 1 сооответствует количество а-фазы
до 5О/О, баллу 2 — от 5 до 12/о, баллу 3 — от 12 до 2У/о', баллу 4 — от 20 до 35%,
баллу 5 — свыше 35%. Нулевое количеспю а фазы оценивает~ся баллом 0,5.
плавка в вакууме значительно улучшает деформируемость в основном
за счет резкого уменьшения количества неметаллических фаз и их ве-
личины [см. 838]. Легирующие элементы могут косвенно влиять и на эти
факторы, например путем изменения положения линии солидуса и ин-
тервала между ликвидусом и солидусом, в котором в процессе застыва-
ния протекает формирование первичной структуры. Содержащиеся ча-
сто в нержавеющих (особенно в жаропрочных) аустенитных сталях
в значительном количестве элементы, образующие весьма стойкие кар-
биды и металлические соединения, могут ухудшить деформируемость
за счет этих хрупких фаз, особенно в случае расположения их преиму-
щественно по границам зерен. Сама жаропрочность аустенитных ста-
лей также затрудняет их горячее деформирование и требует нагрева до
более высоких температур.
В большой степени легирование определяет другой весьма важный
фактор, влияющий на способность аустенитной стали к деформирова-
нию, а именно количество содержащейся в ней при температуре дефор-
мирования а-фазы. Практикой установлено, что при содержании а-фа-
зы в количестве, соответствующем баллу выше 3', т. е. больше -25%,
сталь обладает низкой пластичностью и плохо поддается ковке, прокат-
ке, прошивке, холодному волочению, штамповке и т. п. По наблюдениям
Н. С. Алферовой [889], трещины, образующиеся при горячем деформи-
ровании в области температур 1000 — 1250', располагаются как по зер-
ну, так и по границам зерен, но предпочтительно — по включениям
а-фазы или капбидов.
Количество а-фазы зависит от состава стали, температуры нагрева
и продолжительности выдержки при ней. Из приведенного на рис. 366
разреза диаграммы состояний Fe — Ni — Сг — С для 18о/о Сг и Яо/о Ni
видно, что в случае установления равновесия, т. е. при достаточной про-
должительности выдержки или очень медленном нагреве, низкотемпе-
ратурная (вторичная) а-фаза должна превратиться в v-фазу при темпе-
ратурах выше линии GSK При достижении же линии 111 должна по-
явиться высокотемпературная (первичная) о(а)-фаза, количество кото-
рой с дальнейшим повышением температуры до линии солидуса и с уве-
личением продолжительности выдержки будет возрастать.
Содержащиеся в стали ферритизирующие элементы, изменяя по-
ложение соответствующих линий на диаграмме состояний, способству-
ют увеличению количества а-фазы и расширению температурной обла-
сти ее устойчивости. К числу таких элементов принадлежат сам хром
при содержании его в количестве больше 16 — 17о/о (см. рис. 333), а так-
же титан, молибден, кремний, алюминий, ниобий и др., причем количе-
ственно перечисленные элементы влияют по-разному, но большинство
из них — значительно сильнее хрома. Наиболее сильно влияют титан,
молибден, кремний, ниобий.
Если элементы этой группы одновременно образуют стойкие кар-
биды, то они способствуют увеличению количества u(h)-фазы не только
вследствие растворения их в основной массе, но и потому, что, связы-
вая углерод в нерастворившихся карбидах, извлекают часть его из
твердого раствора. Если, следовательно, при температуре нагрева кар-
биды переведены в -твердый раствор, то наличие углерода в последнем
будет ослаблять ферритизирующее влияние самого растворенного эле-

PPJIb И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
649
мента. Этим, по-видимому, можно объяснить очень малое количество
а-фазы, образовавшееся при 1150' в стали 18-8 с отношением Ti: С =6
(табл. 111 [5841), так как при 1150', как видно из рис. 378, в твердый рас-
твор переходит большая часть карбидов титана. При отношении
Ti: С &g ;6 количес во а-ф зы скачкообра но возраст ет (та л. 1
и в дальнейшем сильно увеличивается. Поэтому при легировании стали
титаном с целью повышения ее стойкости против межкристаллитной
коррозии не следует вводить его в количестве большем, чем это необ-
ходимо для связывания углерода и азота.
Таблица 11I
Содержание u(8)-фазы в стали с — 0,1% С, 18% Сг, 8% Ni и титаном после выдержки
2 часа при 1150' и закалки в воде
0,73
0,64
0,59
0,75
0,75
Содержание Ti, %
7
тес
5,9
7,3
7,5
11,0
13,5
0,5
а(3)-Fe, %
8,0
Это положение относится и к ниобию, т. е. последнего также не сле-
дует вводить в сталь больше, чем это необходимо для устранения меж-
кристаллитной коррозии. Относительно влияния ниобия на количество
а-фазы при высоких температурах в литературе имеются противоречи-
вые данные. По одним исследованиям [889], в стали типа 18-8 с ниобием
и титаном при температурах 1200 — 1350' количество а-фазы приблизи-
тельно одинаково. В других же исследованиях [584] было установлено,
что в стали 18-8 даже при отношении Nb: С &gt 15 л шь ри 13 0 и
держке 4 часа образуется около 3,5% п-фазы, а при 1200' она практи-
чески отсутствует. Эти расхождения, очевидно, связаны с различным
содержанием других элементов, например азота, в исследованных ста-
лях и с неучтенным влиянием иных факторов. Но ниобий при примерно
одинаковом количестве а-фазы понижает пластичность стали при
1150 вЂ 12' значительно сильнее, чем титан [889, 890], что иллюстри-
руется изменением угла кручения до разрушения образцов с повыше-
нием температуры у хромоникелевой стали, легированной ниобием
(Х18Н11Б) и титаном (1X18H9T), на рис. 398 [889]. Объясняется это,
по-видимому, не только отрицательным влиянием растворенного ниобия
на пластичность аустенита, но и тем, что в стали типа 18-8, как было
показано экспериментально [890], его карбиды трудно растворяются да-
же при 1300'.
В направлении, обратном ферритизирующим элементам, на количе-
ство а-фазы влия от такие элементы, как никель, марганец, углерод,
азот, медь. Марганец действует слабее, а углерод и азот — сильнее ни-
келя, причем углерод — несколько сильнее азота. Применительно к мар-
ганцу следует заметить, что в стали, содержащей больше 15% Сг, он
способствует уменьшеию количества б(а)-фазы только при содержании
его до — 8%. Дальнейшее же увеличение его количества в такой стали,
против ожидания, несколько расширяет область о(а)-фазы на диаграм-
ме состояний [791, 895].
Из сказанного следует, что в сталях, которые по своему среднему
химическому составу близки к границе устойчивости аустенита на фа-
зовой диаграмме (рис. 333), количество а-фазы может значительно раз-

650
ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОИ СТАЛИ
личаться у разных плавок вследствие колебания химического состава
даже в пределах марки, как можно видеть, например, из рис. 399 [890]
для стали с ниобием. Условия охлаждения слитка, а следовательно,
и его размеры также влияют на количество а-фазы. Последняя распре-
деляется неодинаково и по сечению слитка [см. 811, 812], присутствуя
в наименьшем количестве у краев и в наибольшем — в центральной ча-
сТН слитка, что также объясняют [812] разными условиями KpHcTBJIJIH-
зации и охлаждения в разных зонах. Иллюстрацией может служить
рис. 400 [811], на котором показана кинетика увеличения количества
а-фазы при температурах 1250 — 1300' в литой стали 1Х18Н9Т в наруж-
ной и средней зонах слитков от разных плавок. Из рис. 400 следует так-
же, что при определенных условиях, в частности при небольшой про-
должительности выдержки и малом исходном содержании а-фазы, ко-
личество последней н при 1300' мо-
жет еще быть допустимым, хотя нор- З,О
малько слитки из стали 1Х18Н9Т
нагревают не выше 1250 — 1270', при-
чем рекомендуется придерживаться
ближе к нижней температуре [812].
2,5
C~c)
2,0
1,5
ъ~
р
10
0,5
/c oo6
17,00
/ Су Ц50
Boo
IoNi Я,50
050
7.И 0,70
5,00
«/& t; в
п
ф~ Фсд
ъ М
~~а р~~
3:~
щ 5'
Ъ~
о о~ оОО 0,09
17,Я Щ,01 18,57
18,00 И,50 19 00
9,57 10, Dl 10,57
10,ОО 7050 11,ОО
0 77 091 111
090 1 70 f,30
9,07 13,Dl 11,07
73,00 170D 27,00
010
1901
1950
1000 g)DP 7150 7200 1350
Температра, '~
7,31
$,$D
Рис. 398. Угол кручения (до разру-
шения) при высоких температурах
у аустенитных сталей:
~ — ЭИ402 (с Nb), с баллом по ~ -фазе
10: б — то же, с баллом 15; в — то же,
с баллом 3,0; г — сталь 1Х18Н9Т, с баллом
по ~-фазе 0; д — то же, с баллом 3,0
Рис. 399. Зависимость балла по
а-фазе в стали 18-8 с ниооием от
химического состава
Уменьшение количества а-фазы за счет легирования может быть
достигнуто несколькими способами. Один из способов заключается в по-
вышении содержания марганца, количество которого в хромоникеле-
вых аустенитных сталях с этой целью обычно составляет около 2
Значительный эффект дает повышенное содержание азота. При данном
содержании в стали марганца и азота количество а-фазы чаще всего
регулируют содержанием никеля. Так, при дополнительном легирова-
нии стали ферритизирующими элементами — молибденом, ниобием,
титаном, кремнием и др.— количество никеля соответственно повышают.
При выплавке стали одной и той же марки количество а-фазы, с целью
экономии никеля, выгоднее уменьшать за счет уменьшения содержания
хрома до нижнего для данной марки предела. В советской и зарубеж-
ной литературе можно встретить мнение, что для получения устойчиво-
го аустенита достаточно иметь в стали определенное отношение
Сг: Ni. Однако такой критерий нельзя считать обоснованным вследст-
вие сложного межатомного взаимодействия никеля и хрома в стали,
о котором было сказано на стр. 38. В частности, из диаграммы

РОЛЬ И ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И УГЛЕРОДА
651
рис. 333 следует, что с увеличением содержания хрома сверх 16 — 17%
отношение Cr: Ni, необходимое для предотвращения образования
а-фазы, уменьшается (от -2,2 при 18% Cr до -1,25 при 30% Cr), т. е.
необходимое относительное количество никеля становится все больше.
Производственные и экспериментальные данные подтверждают [см.
813], что при одном и том же отношении Cr: Ni количество а-фазы
с возрастанием содержания хрома увеличивается.
В основном теми же способами достигается стабилизация аустени-
та и уменьшение количества а-фазы при температуре горячего дефор-
мирования в хромомарганцевоникелевой кислотостойкой стали. В при-
меняющейся в Советском Союзе наиболее широко стали Х13Н4Г9 это
обеспечивается низким содержанием хрома и повышенным (0,15 — 0,30%)
содержанием углерода. В США в последнее время в качестве устойчи-
вой против образования о (а) -фазы предложена сталь, содержащая
40
~Я
° Ъ
~~ Зо
съ 20
10
О
05 7
2 4 6 05 1 2
Л~одолжипильность Выдержки, часы
~ис. 4{Я. Зависимость количества а-фазы в литой стали 1Х18Н9Т от
продолжительности выдержки при 1250 и 1300':
~ — плавка А край слитка; б — то же, середина слитка; в — плавка Б, край
слитка; г — то же, середина сли~ка
0,06 — 0,10% С, 16 — 17 5 о/ Cr, 3,5 — 4,5% Ni 7 — 9% Мп и 0,12—
0,18% N. По данным авторов [791], такой состав обеспечивает полно-
стью аустенитную структуру при температуре нагрева не выше 1225'
и в литой стали, в которой для стабилизации аустенита требуется боль-
шее количество никеля и азота, чем в катаной. По коррозионной стойко-
сти такая сталь приблизительно равноценна хромоникелевой
стали 17-7.
Интересно отметить, что на другом очень важном технологическом
свойстве — уменьшении склонности к образованию горячих трещин при
сварке — повышенное количество а-фазы, по мнению большинства оте-
чественных и зарубежных исследователей [см. 790, 814], сказывается
положительно, хотя в некоторых исследованиях [см. 815] отрицается
роль этого фактора. Поэтому в сварной шов аустенитных сталей вво-
дят элементы, способствующие образованию а-фазы, тем более, что при
двухфазной структуре у + а, как уже указывалось выше, увеличивает-
ся стойкость шва против межкристаллитной коррозии.
Весьма эффективным средством улучшения деформируемости кор-
розионностойких сталей в горячем состоянии является присадка редко-
земельных элементов, особенно церия и лантана или их окислов [см.
792, 793, 899 и др.]. B последнем случае вводятся одновременно и силь-
ные раскислители, например кальций-бариевая лигатура, силикокаль-

652
ЛEГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЯ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
иий и т. п. Природа положительного влияния редкоземельных элемен-
тов еще полностью не установлена. Во всяком случае, их действие мно-
гостороннее и заключается в дегазации, обессеривании (последнее оп-
ределяется свободной энергией образования их сульфидов, ам. табл. 6),
резком улучшении первичной кристаллизации слитка, а также, по-види-
мому, .в легировании межкристаллитного слоя.
К таким добавкам и их эффективности в коррозионностойких ста-
лях полностью относится сказанное о них применительно к жаропроч-
ным сталям. Можно только добавить, что, по имеющимся в литературе
сообщениям, за счет введения редкоземельных элементов удалось значи-
тельно улучшить деформируемость стали типа 18-8 с 2,5О/р Мо, в струк-
туре которой при температуре деформирования содержится около ЗОО/О
и-фазы. Удалось также перевести в разряд деформируемых стой-
кую в серной кислоте сталь 20 с 20О/, Сг, 29 Ni, 2'/о Мо и 3'/, Си
(сталь 3 в табл. 103), которая ранее в США применялась только в каче-
стве литейчой, так как попытки подвергать ее ковке или прокатке были
безуспешны tcM. 862].
Значительное улучшение ковкости кислотостойкой стали, легиро-
ванной молибденом и медью, за счет уничтожения в слитке зоны столб-
чатых кристаллов, карбидной и оксидно-сульфидной ликвации, наблю-
далось [816] при введении 0,2 — 0,8О/о Са. Положительное влияние в этом
направлении оказывают также другие элементы, играющие роль моди-
фикаторов. Наконец, большой эффект, как уже было упомянуто выше,
дает выплавка стали в вакууме. В ряде случаев может оказаться вы-
годным сочетание нескольких способов.

Л ИТЕРДТУPA
1. Г. В. Курдю м ов и Л. И. Л ы са к. ~К,ТФ, т. 16, вып. II, 1946, стр. 1307; т. 17,
1947, вып. 9, стр. 993; Сборник научных работ Лаборатории металлофизики AH УССР,
Киев, 1948, стр. 37.
2. И. Л. P о г е л ь б е р г и Е. С. Ш п и ч и н е ц к и й. Диаграммы рекристаллизации
металллов и сплавов, Металлургиздат, 1950.
3. Н. С. А к у л о в, И. П. М а з и н и Я. И. Ф е л ь д ш т е й н. ДАН СССР, т. 71,
1950, № 5, стр. 851.
4. В. Н. С в еч ников. Домез № 8, 1933, стр. 6; ~КТФ, т. 4, вып. 2, 1934,
стр. 253; T. A. Л е б едев. Металлург, № 1, 1937, стр. 40; А. 3 а в ья л о в и 3. Кр а-
с и л ь щ и к о в. Металлург, № 11, 1938, стр. 35.
5. М. Г. Л о з и н с к и й. ДАН СССР, т. 84, 1952, г1Ь 1, стр. 63.
6. Д. К. Ч е р н ов. см. )КРМО № 1, 1915; также Д. К. Чернов и наука о ме-
таллах, под ред. акад. Н. Т. Гудцова, Металлургиздат, 1950.
7. П. О б о р г о ф ф е р. Техническое железо, Металлургиздат, 1940.
8. Э. Т. Л я нд. Качественная сталь, Я 10, 1936, стр. 23.
9. J. D. F à st. Philips techn. Яцпдзспац, Bd. 11, 1950, № 8, S. 245; Bd. 15, 1953,№2,
S. 73; В. Е. Hop ki и s, С. Н. J en kin s а. Н. E. N. S ton e. Journ. Iron Steel Inst.,
ч. 168. 1951, Ке 4, р. 377; ч. 170, 1952, Ко 5, р. 243 (cM. перев.: Проблемы современ-
ной металлургии, вып. 3, 1952, стр. 48); W. F i sch е г а. О. W i п К1e r. f(ev. Me-
tall., Т. 49, 1952, № 3, р. 211 (cM. перев.: Проблемы современной металлургии, вып.2,
1953, стр. 67); F. Wever, W. A. Fischer и. Н. Engelbrecht. Stahl и. Eisen,
Bd 74, 1954, № 23, S. 1515; W. G. P f à и п. Trans. Am. Inst. Mech. Ends, ч. 194, 1952,
р. 747; Е. E. S c h u m а с h e r. Journ. Metals, ч. 5, 1953, № 11, р. 1428; G. А. M o o r е:
там же, р. 1443; G. W. P. gengstorff а. Н. В. Goodmin, Там же, ч. 7,
1955, № 3, р. 467; W. А. Fischer, Н. Treppschuh u. К. Н. gothemann. Arch.
Eisenhuttenw., Bd 27, 1956, № 9, S. 567 и др.
10. G. М à s i n g. Archiv f. d. Eisenhilttenw., Bd 21, 1950, № 1/2, S. 49.
11. Н. С. А кул о в. Ферромагнетизм, Техтеоретиздат, М., 1939.
12. См., например: J. D. F a s t,. Philips techn. pundschau, Bd 1'1, 1950, № 10
S. 308; W. P. Яе es а. В. Е. Н î p k i n s. Journ. Iã. Steel Inst., ч. 172, 1952, р. 403;
N. P. А11е и. Iron à. Steel, ч. 28, 1955, № 3, р. 85 н др.
13. В. Я Садовский и Н. А. Бородина. Сталь, ¹ 7, 1948, стр. 612; Пробле-
мы конструкционной стали, Лонитомаш, Машгиз, 1949, стр. 102.
14. В. С. Месь к и н. Ферромагнитные сплавы, Металлургиздат, 1937.
15. J. D. F à s t. Stahl ц. Eisen., Bd 73, 1953, № 23, S. 1484.
16. С. С. Н о сы р е в а. Сталь, М 6, 1948, стр. 542; Заводская лаборатория, № 3,
1948, стр. 307.
17. М. И. Кур м а н ов. Физика металлов и металловедение, т. 3, 1956, вып. 2,
стр. 332.
18. А. Л. Н ем ч и н ск и й. Новый метод определения прокаливаемости, Техниче-
ская информация 1~НИИ, № 20 (242), 1946; Проблемы конструкционной стали, Лони-
томаш, Машгиз, 1949, стр. 85; Вестник машиностроения, № 2, 1952, стр. 30.
19. А. И. Ансельм. ЯТФ, т. 21, 1951, вып. 4, стр. 489; ф. ф. В олькен-
шт ейй н. Там же, т. 21, 1951, вып. 12, стр. 1544; С. И. П е к а р, Там же, т. 22, 1952,
Вып. 6, стр. 1062.
20. П. И. К р и п я к е в и ч и Е. Е. Ч е р к а ш и н. Изв. сектора физ.-хим. анализа,
т. 24, 1954, стр. 59.
21. Н. Ф. Лашко, Б. Г. Петренко и Г. Я. Слободянюк. Металлург, № 5,
1938, стр. 61.
22. Н. С. Кур н а ко в. Введение в физико-химический анализ. Изд. 4-е АН СССР,
1940; Сборник избранных работ, т. 2, Химтеоретиздат, 1938.
23. Я. С. Г а л л а й и М. И. 3 л о т н и к о в. Металлург, № 5, 1938, стр. 51.
24. М. М. К ар н а ух о в. Металллург, № 2, 1940, стр. 16; также дискуссия,
стр. 22; Л. Я. К а б а н о в. Металлург,,Я 7, 1939, стр. 44.
25. A. Н. С ît trе11 а. А. T. Сhu rchm ап. Лоцгп. Iã. Steel Inst., ч. 162, 1949,
р. 271;W. Gr uhl. Archiv f. d. Eisenhuttenw., Bd 23, 1952, Хо 1~2, S. 39.

ЛИТЕРАТУРА
26. $. E p s te iп à J. W. F r à me. Iron Age, ч. 166, 1950, № 15, р. 158; см. так-
же Journ. of Metals, ч. 188, 1950, № 6, р. 830; Journ. Iron Steel Inst., v. 177, 1954,
У~ 2, р. 201; Д. А. Литвиненко, А. A. Расторгуев и В. К. Барзий. Сталь,
М 5, 1957, стр. 445.
27. М. Е. Б л а н т е р. ЯТФ, т. 18, вып. 4, 1948, стр. 529.
28. С. А. Не м н он о в. ЯТФ, т. 18, вып. 2, 1948, стр. 247.
29. В. С. М еськ и н и Ю. M. М ар голи н. Качественная сталь, № 1, 1933,
стр. 48; № 2, 1933, стр. 12; Сообщения Ленинградского института металлов, ¹ 13,
1932; Archiv. f. d. Eisenhuttenw., Bd. 6, № 9, 1933, S. 399.
30. G. N a e se r ц. F. Z i r m. Stahl u. Eisen, Bd. 70, 1950, № 22, S. 995. См. ge.
ревод: Проблемы современной металлургии, вып. 2, 1952, стр. 111.
31. J. К. S t а п1еу. Journ. Metals, v. 1, 1949, № 10, р. 752; С. А. Wer t.
Там же, ч. 2, 1950, № 10, р. 1242; J. Я à d a v i ch а. С. А. We r t. Journ. Applied
Phys., v. 22, 1951, № 4, р. 367; А. 1. Тsîu, D. Nàtting à. J. W. Wenter. Jour&g
Iron Steel Inst., v. 172, 1952, № 2, р. 163 (см. перевод: Проблемы соврем. металл,
вып. 4, 1953, стр. 77); W. Ко st e r и. L. В а и gert. Arch. Eisenhiittenw., Bd. 5,
1954, № 5/6, S. 231 и др.
32. Е. С. М а к а р о в. Строение твердых фаз с переменным числом атомов в эле-
ментар:.ой ячейке. Изд. АН СССР, 1947. См. его же дополнения в переводе книги
P. Э в а н с а: Введение в кристаллохимию, Госхимиздат, 1948.
33. Рефераты: Сталь, № 5, 1955, стр. 476; № 4, 1956, стр. 369; № 12, 1957, стр. 1121.
34. H. В. А геев. Химия металлических сплавов. Изд. АН СССР, 1941; Природа
химической связи в металлических сплавах, Изд. АН СССР, 1947; CM. также Н3В.
сектора физ.-хим. анализа, т. 19, 1949, стр. 97.
35. Г. В. Курдюмов, М. Д. Перкас ~и А. Е. Шамов. ДАН СССР, т. 92,
1953, № 5, стр. 955.
36. А. В. С т е п а н о в. )КТФ, т. 23, 1953, вып. 7, стр. 1212.
37. А. А. Б о ч в а р. Изв. АН СССР, ОТН, № 5, 1946, стр. 743.
38. С. Т. Конобеевский. )КТЭФ, т. 13, вып. 11 — 12, 1944, М. И. Захарова
и Н. Ф. Л а ш к о. Изв. АН СССР, ОТН, № 7, 1946, стр. 1015.
39. С. 3. Б окштей н, С. Т. Кишкин и Л. М. М ор оз. Металловедение и обра-
ботка металлов, № 2, 1957, стр. 2.
40. Н. Н. С и р от а. ДАН СССР, т. 47, 1945, № 1; т. 56, 1947, № 6; Рефераты
работ АН СССР, OXIH за 1944 г., стр. 18; Изв.сект. ф-.хим. гнализа, т. 19, 1949, сто. 182
41. F Н î u d r e m о и t. Handbuch der Sonderstahlkunde. Verlag Springer, Берлич,
1 изд. 1934 (русский перевод 1937 г.); 2 изд. 1943; 3 изд. 1956 (русский перевод 1958).
42. В. С. М е с ь к и н и Ю. М. M а р г о л и н. Труды НИИ, вып. 4, 1944, стр. 29.
43. Г. Н. М ех ед. Металловедение и обработка металлов, № 8, 1956, стр. 43.
44. В. С. М еськи н, Б. Е. Сом и н и А. С. Hex а м к~и н. ЯТФ, т. 1'1, вып. ]Q,
1941, стр. 916.
45. О. D аh l. Zeitschr. f. Metallk. Bd 26, № 5, 193б, S. 133; W. Ko s ter. Там же,
Bd 32, № 8, 1940, S. 277.
46. А. S a u v cur. Metallography à. heat treatment of iron à. steel, 3 изд., Univer-
sity Press, Cambridge, Mass., 1926.
47. И. Л. Л у р ь е и Н. Н. Т и м о ш е н к о. Сталь, № 12, 1955, стр. 1135.
48. И. С. Г а е в. Дефекты строения стали, Изд. НИИ, Л., 1947; Металлографиче.
ский атлас железных сплавов, Металлургиздат, 1941.
49. Сб. «Порошковая металлургия», Металлургиздат, 1954.
50. М. Е. N i ch o l so n. Journ. of Metals, ч. 8, 1956, N 5, q 2, р. 551.
51. Т. Яosenqvist а. В. L. Dunicz Journ. ofMetals, v. 4, 19)52, N 6.
А. $. КеЬ à. L. Н. Van Vlack. Tàì же, v.8, 1956, N8, q. 2.
52. Н. Н. С т е п а H о в. Журнал русского физико-химического общества, часть
хим., т. 44, 1912, стр. 910.
53. И. В. Куд р я в ц ев. Внутренние напряжения как резерв прочности в маши-
ностроении, Машгиз, 1951.
54. А. G. М е t с а1f е, С. Н. S ц m р à. W. С. Т r о у. Metal Progress, ч. 67, 1955,
N 3, р. 81.
55. F. W. Ки n z u А. N. Н о l d e n. Acta Metallurgica, ч. 2, 1954, N 6, р. 816.
56 Г. В. Курдюмов, В. А. Ильина, В. К. К р и ц к а я и Л. И. Л ы с а к.
Изв. АН СССР, серия физическая, т. 17, 1953, № 3, стр. 297; Проблемы металловеде-
ния н физики металлов, сб. № 4, Металлургиздат, 1955, стр. 339.
57. Т. Mu r à k à m i а. А. Н à t t à. Sci pep. Tohoku Univ., 1936, Honda Aniversarv
Volume, р. 882.
58. U. Dehl i n ger. Chemische Physik der Metalle und Legierungen, Лейпциг,
1939; L. Graf. Zeitschr. f. Metallk., Bd. 41, 1950, N 9, S. 286.
59. Д. А. П ет р о в. Изв. сектора физ.-хим. анализа, т. 16, вып. 2, 1946, стр. 211;
Ю. А. Б а г ар я цк и й. ДАН СССР, т. 87, вып. 4, 1952.

ЛИТЕРАТУРА
655
60. Н. Н. С и рот а. ДАН СССР, т. 50, 1945, стр. 337.
61. Ь. Г. Л и в ш и ц и Л. И. U, у п р ун. 5К,ТФ, т. 16, вып. 11, 1946, стр. 1319.
62. В. С. М е с ьк и н и Б. Е. С о м и н. Т,руды НИИ, вып. 4, 1944, сч~р. 21.
63. В. С. М ес ьк~и н и Ю. М. М а р гол и н. Качественная сталь, № 4, 1935.
64. Сб. «Age Hardening of Metals», Americ. Soc. Metals, 1939.
65. С. Т. К о н о б е е в с z и й и др. ~КЭТФ, т. 4, 1934, стр. 1063; т. 13, 1943, ст"р. 183,
200, 418.
66. М. Ю. Б а л ь ш 1и ~н. Порошковое металловедение, Металлургиздат, 1948;
В. С. P а к о в с к и й. Металлокерамика в машиностроении, Машгиз, 1948, Б. А. Б о р о к
и И. И. Ол ь хо в. Порошковая металлургия, Металлургиздат, 1948.
67. В. Я. А косо в и С. А. П о го д и н. Основные начала физико-хииического
анализа, Изд. АН СССР, 1947.
68. Н. Кгà i ner u. W. Mi tsche. Archiv Eisenhuttenw., Bd 20, 1949, S. 19,;
Н. Кгаinår. ТаМ же, Bd 21, 1950, S. 33.
69. В. С. Меськин, П. П. Шипулин, Г. M. Вайнштейн и Б. П. Мит-
р ен и н. Вестник машиностроения, № 9, 1947, стр. 7.
70. С. F. J à t ez à k а. К. W. D еч i ne. Trans. Amer. Soc. Metals, ч. 47, 1955
р. 748; J. С. Н à m a ker. Дискуссия к этой работе.
71. Я. К. С ы рк,и н и М. Е. Д ятк и н а. Химическая связь и строение молекул
Госхимиздат, 1946.
72. М. В. В ол ьк е н шт ей н. Строение молекул, Изд. АН СССР, 1947.
73. Я. С. У м а н с к 1и й. Карбиды твердых сплавов, Металлургиздат, 1947„
Г. В. С а м со н о в и Я. С. Ум а н ск и й. Твердые соединения тугоплавких метал-
лов, Металлургиздат, 1957.
74. Я. С. Ум а н ск и й. Труды MocKOBcKolp института стали, вып. 20, 1940; Изв.
сектора физ.-хим. анализа, т. 16, № 1, 1943.
75. W. Коз ter. Zeitschr. f. Metallk., Bd 39, 1948, N 1.
76. С. А. Щу к а р е в. Вестник Ленинградского университета, серия математики,
физики и химии, № 11, 1954, стр. 127.
77. В. К. Крицкая, Г. В. Курдюмов и Т. И. Стеллецкая. ДАН СССР,
т 98, 1954, № 1, стр. 63.
78. А. П. Г ул я ев. Труды МАИ, вып. 3, Оборонгиз, 1946, стр. 13; Новое в ме-
талловедении, сборник работ Комитета металловедения. Внитомаш, Машпиз, 1948, стр. 5.
79. П. В. С к л ю е в и В. Н. К а м е н с к и х. Сталь, № 12, 1949, стр. 1093.
80. В. А. И л ь и н а и В. K. К р и ц к а я. Проблемы металловедвния и физики ме-
таллов, сб. № 4, Металлу~ргиздат, 1955, стр. 412.
81. Б. Б. Г ул я е в. Изв. АН СССР. ОТН. № 3 — 4, 1942, стр. 57; Б. Б. Г у л я е в.
Затвердевание и неоднородность стали, Металлургиздат, 1950.
82. Е. J. Whi t tenb er ger, Я. Я. В ur t à. D. J. С à rn ey. Journal of Metals,
v. 8, 1956, N 8, pt 2, р. 1008.
83. А. П. Г ул я ев. Металлург, № 6, 1939, стр. 3.
84. П. А. Г р уз и н, Б. М. Нос ков и В. И. Ш и р оков. Проблемы металлове-
дения и физики металлов, сб. № 4, Металлургиздат, 1955, стр. 503.
85. Н. С. Рысина и Б. Н. Финкельштейн. Там же, стр. 419.
86. К. А. М а л ы ш е в. Труды Института физики металлов УФАН, вып. 12, 1949,
стр. 142.
87. Вестник машиностроения, ¹ 7, 1953, стр. 100.
88. H. И. M о с к в и н. Вестник машиностроения, ¹ 3, 1952, стр. 73.
89. Э. Б е й н. Влияние легирующих элементов на свойства стали, Металлургиздат,
1945.
90. Л. Н. Г ус ев а. ДАН СССР, т. 77, 1951, № 3, стр. 415.
91. Л. С. М о р о з. Тонкая структура и прочность стали, Металлургиздат, 1957.
92. В. Е. Н е й м à р к. Заводская лаборатория, № 12, 1948, стр. 1445; Д. С. К а м е
н ецк а я и И. Б. П ил ецк а я. Проблемы металловедевия и физики металлов, вып. 3,
Металлургиздат, 1952, стр. 365.
93. P. N. G i l l m î r. Tr. Amer. Soc. Metals, ч. 30, 1942, р. 1377.
94. Г. В. К у р д ю м о в. ДАН СССР, т. 60, № 9, 1948, с~р. 1543; Я~ТФ, т. 18, 1948,
вып. 6, стр. 999; Проблемы металловедения и физики металлов, вып. 1, Металлург-
издат, 1949, стр. 132; вып. 3, Металлургиздат, 1952, стр. 9.
95. И. Е. Конт о ров и ч. Термическая обработка, Металлургиздат, 1950.
96. Ф. И. Ш к у р а т о в. Вопросы металловеден~ия, Труды Донецкого отделенич
HTO черной металлургии, сб. № 4, 1956, спр. 79.
97. Т. S w i n d e n u G. R. B o l s o v e r. Stahl u. Eisen,
Bd 56, 1936, S. 1113.
98. Г. В. Кур д ю м ов и Г. 3 а к с. Вестник металлопромышленности, № 9 и 10,
1930.

656
ЛИТЕРАТУРА
99. В. И. Ар ха р о в и Н. А. Пит аде. Т~руды кнститута физики металлов
УФАН, вып. 8, 1946, стр. 37.
100. К. А. М а л ы ш ев. Металлург, № 6, 1939.
101. В. И. А р х а р ов, С. Т. Кис ел е в и Н. А. П и т аде. Труды Института фи.
зики металлов УФАН, вып. 8, 1946, стр. 50.
102. К. А. М а л ы ш es. Труды Института физкки металлов УФАН, вып. 10, 1946,
ст~р. 9.
103. В. С. М е с ь к и н и Ю. М. М а р r о л и н. Сталь № 5, 1941, стр. 47.
104. В. И. А,р х а,р о в. Труды Института физики металлов УФАН, вып. 8, 1946,
стр. 54; вып. 14, 1954, стр. 16; вььп. 16, 1955, стр. 7, 75; ДАН СССР, т. 50, 1945,стр.293.
В. И. Ар х а ров и А. А. П ен ьт и н а. Физика металлов и металловедение, т. 5, 1957,
вып. 1, стр. 68.
105. B. И. С м и р нов а и Б. Ф. О р монт. ДАН СССР, т. 96, 1954, № 5, стр. 1017.
106. С. С. Ш т е й н б е р r. Труды Уральского индустриального инст)итута, сб. № 4,
1937; Я. P. P а уз и н. Металлург, № 6, 1940, стр. 19.
107. Е. С. М а к а р о в. Изв. сектора физико-химического анализа, т. 19, 1949,
стр. 463; ДАН СССР, т. 74, 1950, № 6, стр. 1093.
108. И. Г. Г ут овсхи й и Я. П. С ел~исск и й. Физика металлов и металлове-
дение, т. 2, 1956, вып. 2, стр. 375.
109. Г. Б. Б о к и й. Введенские в кристаллохимию. Изд. Московского университета,
1954; ДАН СССР, т. 89, 1953, № 3, стр. 459.
110. И. И. Кор н ил о в. Изв. АН СССР, ОХН № 2, 1945, стр. 104; № 4, 1947,
стр. 337; № 4, 1948, стр. 369; № 5, 1949, стр. 449; Изв. cerrrgpa физико-химического
а~нализа, т. 19, 1949, стр. 457.
111. W. H а11еу. Metals Technology, ч. 13, № 4, 1946.
112. С. С. Ш те й н б е р r. Изв. АН СССР, № 5, 1939.
113. И. И. Ко р н ил ов. )Келезньье сплавы, т. 11 {твердые растворы железа),
Изд. АН СССР, 1951; т. 111 (сплавы системы железо — хром — никель), Изд. AH
СССР, 1956.
114. М. П. Б р а ун и Н. Е. В о р он о в. Труды Института физики металлов УФАН,
вып. 8, 1946, стр. 24 и 7.
115. W. S e i t h u. О. К и Ь à s c h e w s k i. Zeitschr. f. Elektroch., Bd. 41, 1935, S. 551.
В. И. П р о с в ~и р и н. Вестник металлопромышленности № 12, 1937, стр. 102; Т. А.
Л е б ед ев. Металлург, № 11 — 12, 1940; В. М. Г у т е р м а н. Изв. сектора физ.-хим.
анализа, т. 19, 1949, стр. 452; P. D а у а1 и. L. S. D а г k е п. см. Реферативный жур-
нал металлургия, № 1, 1956, стр. 680; см. также: И. Н. Ф р а н ц е в и ч и Д. Ф. К а л и-
нович в [238].
116. И. И. Ко р ~и илов. ДАН СССР, т. 72, № 6, 1950, стр. 1067.
117. Д. Я. В иш н я ко в и А. Г. В и~н~ицк и й. Металловедение и обработка ме.
таллов, № 4, 1957, стр. 2.
118. Сб. «Hardenability of Alloy Steels» Am. Soc. Metals, 1939.
119. В. Д. С а д о в с к и й. Труды Института металлофизики и металлургии
УФАН, вып. 3, Свердловск, 1945; там же приведена обширная литература. CM. также
Изв. сектора физико-химического анализа, вып. 4, 1948; В. Д. Сад овский. Атлас
диаграмм, вып. I, Металлургиздат, 1947.
120. Ф. 3 е й т ц. Современная теория твердого тела, Гостехтеориздат, 1948.
121. Н. Н. Сирота. ДАН СССР, т. 39, № 8, 1943, стр. 335; Термическая обра-
ботка металлов, Сб. докладов на конференции уральского отделения Внитомаш,
Машгиз, 1950.
122. В. А. Н е ми л о в. Изв. сектора физико-химического анализа, т. 19, 1946,
стр. 400.
123. И. И. Ко р н и л о в. Изв. АН СССР, ОТН, № 1, 1956, стр. 119; см. также
И. И. Ко р н и л ов и Л. И. П р я хи н а: сб. Института металлургии им. А. А. Бай-
кова, АН СССР. «Исследования по жар опрочным сплавам», изд. AH СССР, 1956,
стр. 138.
124. В. И. Зюзин, В. Д. Садовский и С. И. Баранчук. Труды УФАН,
вып. 10, 1941, стр. 119; Металлург № 10 — 11, 1939, стр. 75.
125. Р. А. Gr ànge а Н. М. S tewàr t. Metals Technology, v. 13, № 4, 1946;
дискуссия: там же, v. 13, № 6, 1946; P. P ay so и а С. Н. S ava ge. Tr. Am.
Soc. Met. v. 33, 1944, р. 261; А. В. Gren in ger. там же, ч. 30, 1942, р. 1; Н. Н.
Chisvik а А. В. Greninger. там же, ч. 32, 1944, р. 483; E. P. &lt;l e à A.
Тгî i а по. Trans. Am. Inst. Min. Engs., ч. 162, 1945, р. 175 и др.
126. В. gJ,. Садовский и М. В. Якутович. ДАН СССР, т. 57, № 4, 1947,
стр. 369.
127. М.М. Ш т ей н 6е р г. Сталь, № 12, 1947, стр. 1107; № 9, 1948, стр. 812; № 8,
1949, стр. 732; Проблемы конструкционной стали, Лонитомаш, Машгиз, 1949, сгр.54;
Термическая обработка металлов, Материалы конференции Уралнитомаш, Машгиз,

ЛИ'? ЕРАТУРА
657
19%, стр. 212; Сталь, ¹ 3, 1952, стр. 259; сб. Проблемы металловедения и термиче-
ской обработки, Машгиз, 1956, стр. 63.
128. С. С. Штейн б вр г. )КТФ, т. 5, вып. 2, 1985.
129. В. Д. С а до вски й. Труды УФАН, вып. 9, 1937; ~вып. 10, 1941.
130. А. П. Гуляев. Термическая обработк,а стали, Мааииз, 1953.
131. А. И. Стр егулия и Ф. С.;Коцин. Труды УФАН, вып. 10, 1941,стр.б5.
132. С. 3. Б окштейн. Структура и механические авойспва легырованБой ста-
ли, №таллургыздат, 1954.
1ЭЗ. С. С. ШтейБ бе р r. Труды УФ~, вып. 10, 1941, стр. 5.
134. В. Д. С а д о в с к и й ы Н. В. Ш т и ш е в с z а я. Труды УФАН, выл. 9, 1937.
135. В. Д. Садовский н Н. П. Чу~и,pazos à. Т~руды УФАН,,вып. 10, 1941,
сг,р. 139.
136. А. М. В о р з д ы к à. ДАН СССР, т. 63, 1948, № 3, стр. 265; т. 65, 1949, № 4,
стр. 505; Изв. сепстора физ..хим. анализа, т. 24, 1954, ~стр. 61.
137. В. Г. Ку з н ецо в. Изв. сектора физ.-хим. анализа, т. 16, вып. 4, 1948,
стр. 151.
138. Г. В. Ку,рдюмов и О. П. Максимова. ДАН СССР, т. 61, № 1,1948;
Сталь, № 2, 1950, стр. 148.
139. В. С. М е~ськин и Л. П. Коп п. Сталь № 9 — 1О, 1946, снр. 574.
140. С. Т. К ише:ия. Изв. AH СССР, ОТН, № 12, 1946, стр. 1799.
141. А. К и в в т а и и. Metall, Bd. 7, 1953, № 5/6, S. 182.
142. В. И. 3 ю з и н. Труды Института металлофизики и металлургии УФАН,
вып. 5, 1945, стр. 37.
143. П. П. К~рнп як ев и ч. ДАН СССР, т. 85. 1952, № 2, стр. 321.
144. J. М. Н о d ge а. М. А. О r eho ski. Met. Technology, v. 12, № 6, 1945; ч. 13,
№ 3, 1946; J. Н. Н о11о mo и à. L. D. J a f f e, там ~е, ч. 13, N 1, 1946.
146. Г. В. С ам сон ов. ДАН СССР, т. 93, 1953, № 4, стр. 689.
146. Н. Т. Гудцов и П. К. Сильв ицкий. Труды второго съезда научных
деятелей по металлургии имени Д. 'К. Чернова, вал. ХЧ, Научное химико-техниче-
ское издачельство, 1924, ст1р. 108.
147. W. Е. Jom i n у а. А. L. В oeg ehol d. Trans. Am. Soc. Metals, v. 26, 1928,
р. 574; см. также: Met. Progress, 1941, р. 911; 1943, р. 77; Trans. Am. Soc. Metals,
ч. 29, 1943, р. 923; $. А. Е. Journal, v. 49, № 1, 1941; Trans. Am. Soc. Met.,
v. 27, 1939; р. 1072; Met. Progress, v. 47, № 2, 1945, р. 286.
148. J. W. S p re tn à k à. W. J. Та yl or. Trans. Am. Soc. f. Metals, ч. 46, 1954,
р. 1168.
149. В. И. См и рно в а и Б. Ф. О рмо нт. ЯАН СССР, т. 96, 1954, № 3,&lt; р. 5
150. П. Л. Г р уз и н, Ю. В. Ко рн е в и Г. В. Кур д ю м ов. ДАН СССР, т. 80,
!951, Ко 1, сгр. 49.
151. IO. В. К о р н е~в. Про|блемы металловедения и физики металлов, № 4, Ме-
таллургиздат, 1955, стр. 449.
152. Г. В. Ку~р д ю мо в, В. К. К,рицк а я и Н. М. Но д и а. Там же, сч;р. 455.
153. J. Н. Hol lorn on а. С. Zen er. Trans. Amer. Soc. Met., v. 33, 1944, р. 1.
154. А. А. П опо в. Проблемы конструкционной стали, Машгиз, 1949, стр. 68.
155. А. А. Б оч в а~р. Основы термической обработки сплавов, ГНТН, 1931.
156. Г. Л. М илл е р. Uè~ðæîí~Hé, ИЛ, 1955.
'157. Г. А. М ее|р сон и Я. С. У м ан ски й. Изв. секто~ра физ.-хам. анализа,
т. 22, 1953, стр. 104.
1%. Сборник «Величина зебр~на,в стали», ОНТИ, 1935; Н. Ф. Вол хо витин о в.
Величина зерна и свойства стали, Металлургиздат, 1943.
159. А. Е. Ко в альский и Т. Г. Naz а р е нжо. ЯТФ, т. 23, 1953, вып. 2,
сгр. 267.
160. Я. С. Ум анск и й и Н. Т. Ч еб от а ~р ев. Изв. АН СССР, серия физиче-
ская, т. 15, 1951, № 1, стр. 24; Н. Т. Чеботарев. Там же, стр. 39.
161. А. И. Ст~р егулин и С. С. Штейнберг. Т~руды УФАН, вьпп. 10, 1941,
стр. 45.
162. М. А. Grossm ann. Metals Technology, июнь, 1942; его же: Elements of
Hardenability, иод. Am. Soc. Met., Cleveland, Ohio, 1952.
163. G. Я. В го phy u. А. J. Mill l åã. Met. Technology,
окт., 1945.
164. Б. Е. Сом ия. Сталь № 7, 1947, czp. 630.
165. Л. И. К о г а н, В. Е. Н е йiм а рк, И. Б. Пи л е,цк а я и Р. И. ~ н г,и z. Hpo
блемы металловедения и физики металлов, № 1, Металлургивдат, 1949, стр. 225;
В. Е. Н ейм ~ рх, И. Б. П1ил ецк а я и Р. И. Э н тик. Сталь, № 3, 1948, с~р. 248.
166. В. Д. С вдохов ски й. Труды Института физики металлов УФАН, вып. 12,
1949, cap. 127.
167. B. H. 3 ю з ин и С. И. Б а р а н чу к. Труды УФАН, вып. 10, 1941. сто. 125.

ЛИТЕРАТУРА
168. H. H. К ори ил о в. ДАН СССР, т. 81, 1951, № 4, стр. 517.
169. Б. E. Сс~м ин. Заводская ла,бо~ратория, № 7, 1947, сгр. 832.
170. С. И. G а х и н. Методы определения прокаливаемоспи конструкционной стали
и оценки ее чувствительности и оппус]кной хрулко1сти, Судпромгиэ, 1954; см. также
С. И. C а х и н и В. Я. В е т р о в. Сталь, № 4~, 1946, стр. 293.
171. С. Я. Wilks, Е. Cook а. Н. S. Avery. Trans. Amer. Soc. Met., ч. 35,
1945, р. 1.
172. С. И. С ахин, Н. Н. Родионов, Н. Г. В е рг азов и А. Д. Гусаров.
Сталь, № 11 — 12, 1946, сгр. 666.
,173. А. П. Г у л я е в. Труды ЦНИИ, № 1 121], 1945, стр. 15; И. А. А н д р е е в. Там
же, № 19, 1944, ч. 1 и № 1 IP21], 1945.
174. М. А. Гу р е в и ч и Б. Ф. О р м он т. ДАН СССР, т. 96, 1954, № 6, стр. 1165.
175. И. И. Кори илов и А. А. Азов си а я. Изв. сектора физ.-хим. анализа,
т. 16,,вып. 4, 1948, стр. 85.
176. Г. В. Ку р дю мо в и Н. Ослон. ЯТФ, т. 9, 1939, ст,р. 1891.
177. О. С. И в а я о в, Ф. С. В а й н ш т е й н и В. Н. О р л о в. Труды Московско-
го инсчщтута стали, сб. 20, 1940, стр. 103; О. С. И~в а н о в, TaiM же, сб 18, 1941,
сч'р. 201; В. А. Нарали1вский. Там же, стр. 173; Н. А. Минкеви, Н. Н. С,и-
р от а и О. П. Ф е д о ров а. Та1м же, сб. 13, 1939, стр. 187.
178. К. П. Бун ин.,И;АН СССР т. 95, 1954, № 1, стр. 97; см. также К. П. Бунин
и М. А. К р и ш т а л. ДАН УССР, т. 3, 1950.
179. И. И. Ко р Б илов. ДАН СССР, т. 91, 1953, № 2, стр. 261.
180. И. И. Кар~нилов и Е. Н. Пыла ева. ДАН СССР, т. 92, 1954, N 3,
сгр. 455; И. И. Кор н ило в и Н. М. М а твеев à. Та1м же, т. 93,1954,№ 5,стр.787.
181. С. С. Штей н бер г и В. И. 3 ю 3 и.н. ЯТФ, т. 4, выл. 2, 1934, стр. 397;
Уральская металлургия, № 1, 1934.
182. И. И. К о р нкло в. ДАН СССР. т. 106, 1956, № 3, стр. 476.
183. М. Ар 6 уз о в и Г. В. К у рд юм ов. ЯТФ, т. 10, 1940, стр. 1093.
184. Т. P osen qvi st. Journ. Iã. Steel Inst., 176, 1954, р. 37.
185. Э. Каминский, Г. В. Курдюмов и Д. Лейвикова. )КТФ т. 11,
вып. 12, 1941, стр. 1090.
186. Г. В. К у р д ю м о в и М. Ар бу зо в. Физический сборник Днепропетровско-
го Государственного Университета, т. 26, вып. 2, 1941.
187. С. М. В ив а р о â. ДАН СССР, т. 55, 1947, стр. 821; ЖТФ, т. 19, вып. 2,
1949, стр. 243.
188. А. С. 3 а в ь я л о в. К теории леги1рован|ия и термической обработки стали,
изд. ЦНИИ, 1943; А. С. 3 а вьялов и E. Я. П ал ей. Сб. «Металловедение», Суд-
промгиз, 1957, ст . 220.
189. Н. Н. а в и д ен к о в. Динамические испытания металлов, ОНТИ, 1936;
Некоторые проблемы механики материалов, Лениздат, 1943; Проблема удара в ме-
талловедении, Изд. AH СССР, 1938; Механяческие свойства и испытания металлов,
Кубуч, Л., 1933.
190. Я. Б. Ф р ид м а н. Механические свойства металлов, Оборонгиз, 1946; 1952;
Деформа~ив и ~разрушение металлов при статических и ударных нагрузках, Оборон-
гиз, 1946.
191. и. А. Од и н г. Современные методы испытания мате1риало1в, машгиз, 1944
192. П. О. П а ш к о в. Пластичность и разрушение металлов, Судпромгиз, 1950.
193. С. H. P а тн е р. Прочность и пластичность металлов, Оборонгиз, 1949.
194. А. A. Гри н б е р г. Введение в химию комплексных соеди:нений, Госхимтех-
издат, 1951.
195. Н. Ф. Л а ш к о. Упрочнение и разрушение металлов, Оборонпиз, 1951.
196. Я. М. П о та к. Хрупкие разрушения стали и стальных деталей, Оборонгиз,
1955
197. В. М. Л а ти м ер. Окислительные состояния элементов и их потенциалы в
водных .растворах, ИЛ, 1954.
198. Я. М. П отак и С. И. М а газ ан ик. Техника воздушного флота, № 3,
1947, сгр. 6.
199. Ю. Т. Л у к а шев и ч-Д у в а нов а. Шлако~вые включения в железе и ста-
ли, Металлургиздат, 1952.
200. С. Т. К и ш к и Б и С. 3. Б о кш т ей н. ДАН СССР, т. 58, № 5, 1947, стр 795.
201. М. И. В и н о r р а д. Неметаллические включения в шарикоаодши1пниковой
стали, Металлургиздат, 1954.
202. Б. А. Д р оз д овский. Заводская лаборатория, № 4 — 5, 1946, стр. 489;
Г. И. М а р го ли н, Б. А. Дро,зд о в с к и й и П. И. О р лец. Заводская ла~борато-
рия, № 11, 1947, сгр. 1387.
203. Ю. А. Ш у л ь т е. Сгаль, № 3, 1952, стр. 235.
204. Я. Б. Фридман и М. С. Денисова. ЖТФ, т. 9, вы~. 16, 1939 Я
Ф р и дм а~н. Вестник инженеров и техников, № 2, 1946, стр. 44.

ЛИТЕРА ГУРА
659
2И ® у Ац~~1п ~ Е S. Gr aml~n~ CM Stahl ц E~sen В~ 74 ®'954 № ~6
S. 1737.
206. М. И. Колосов, Н. К. Ипатов и Г. Е. Мистика. Сталь, № 1, 1952,
стр. 69.
207. В. Д. Садовский и Н. П. Чу п р а ков а. Труды Института металлофи-
зики и металлу1рги)и УФАН, вьпп. 6, 1945.
208. В. Д. Садовский, Н. П. Чупракова и С. П. Озеров. Труды УФАН,
вып. 10, 1941, стр. 165.
209. С. Т. Киш(ки н. Изв. АН СССР, ОТН, № 3, 1941, с'рр. 101; № 4, 1941,
стр. 91;¹ 5, 1941, стр. 51; № 5 — 6, 1943, стр. 78.
210. С. М. Г нуч ев,и 3. М. Ка лин и я~а. Сталь, № 11, 1953, сгр. 998.
211. Н. К. И п а т о в. Сталь, № 2, 1954, стр. 153.
212. В. Д. Садовский, Н. A. Бородина и С. И. Ивановская. Труды
Института металлофизики и мелаллургии УФАН, еып. 5, 1945, стр. 3.
213. A. A. Ха 6 а хп аше в и Б. Е. Шейнин. Качесгввнная сталь, № 4, 1934;
Г. В. Аки мов и М. Ф. Бес судБо в а. Техника воздушного флота, № 10, 1936;
И. Н. Е ф р ем ов и В. Н. Гор ск и й. Металлург, № 6 — 7, 1931.
214. J. В. Austin. Trans. Am. Soc. Metals, v. 38, 1947, р. 28.
215. А. Н ц1tgr en. Pev. Ме1а11., Mem., t. 50, 1953,,№ 11, р. 737 и№12, р.847.
216. Г. В. Акимов и Л. Э. П в взн е р. )КТФ, т. 7, 1937, с'пр. 311; Л. Э. П е вз-
н е р. Вестник инженеров и твхников, № 2, 1947, стр. 55.
217. А. М. В е й н г а р т е н. Техническая инфо~рмация НИИ, ма~рт 1947; Сталь,
№ 10, 1949.
° 218. С. И. С а х и'H. Сталь, № 9, 1945, стр. 315.
219. D. А. S со t t à. G. S. F а г и h à m. Journ. Metals, ч. 5, 1953, № 11, р. 1541.
220. К. П. Б ун и н. Яелжоуглеродиатые сплавы, Машка, 1949.
221. Г. В. Курд юм о в и Р И. Э нти н. Огпускная хрупкость консгрукцион-
ной стали, Металлу~ргиздат, 1945.
222. Я. М. П о т а к и В. А. Ч и, х а л о в. Бюллетень авиационной промь|шленно-
сти, № 7, 1946, стр. 12.
223. B. И. Архаров, И. С. Кватвр и С. Т. Киселева. Изв. АН СССР,
ОТН, № 6, 1947, сэр. 749.
224. Г. В. Курдю м ов и Я елд ак. )КТФ, т. 7, вып. 17, 1937, ст,р. 172.
225. Упругость z неупругость мет~алло~в. Сб. переводов под редакцией С. В. Вея-
совского, ИЛ, 1954.
226. А. П. Гул я ев и В. П. Е м ели н а. Сталь, № 12, 1948, стр. 1101.
227. С. С. Штейн бер г. Термичвская об~ра~ботка стали, Металлургиздат, 1945,
сгр. 143 — 150.
228. М. В. Кл а с сен-Н еклюд ов а и Т. А. К он то ров а. Успехи физических
наук, т. 22, 1939, стр. 249, 395.
229. С. Т. Кишкин, С. 3. Бокштейн, Л. М. Мороз и Т. И. Гудкова.
glAH СССР, т. 101, 1955, № 4, стр. 667.
230. М. М. Штейн б epr. Сталь, № 2, 1947, стр. 143.
31. С. M. Б а р а нов. Сталь, № 2, 1948, стр. 110; № 4, 1948, стр. 346; «Проблемы
коиструкционной стали», Машгиз, 1949, стр. 141; ДАН СССР, т. 83, 1952, № 1,
стр. 125; Автореферат ди~ссертации, Л. 1951; Металловедение и об~работка металлов,
Мо 12, 1956, стр. 40.
232. 3. Н. Красильщиков и А. Л. Нем чинский. Труды 1~НИИ № 6
(40), 1948, стр. 10.
233. И. А. Андр еев. Труды UHHH, № 4 (25), 1946; см. также труды 1~НИИ,
№ 19 и 23, 1945.
234. Н. И. К о р н е е в. Влияние степени уковки на свойства хромоникелеволь-
фра~мовой стали. Т~руды ВИАМ, вы. 48, ОНТИ НКТП, 1937.
235. W. С о и р et t e. Stahl u. Eisen, Bd. 61, 1941, № 45, S. 1013, е № 46, $. 1036.
336. В. И. Кос тен ец и А. М. И в а H ченко. ЯТФ, № 16, вып. 5, 1946,
стр. 539; В. И. Костея ец. Там же, стр. 515.
237. Я. Б. Ф р идм ан и 3. Я. Ки р е н ска я. ЯТФ, т. 10, 1940, с„1р. 554.
238. Краткое содержавшие докладов на совещании по диффузии в металлах и
сплавах. Успехи физических наук, т. 57, вы. 3, 1955, стр. 517.
239. И. С. А н нто в. Автореферат кандидатской диссертации, Л., 1955.
240. Ф. Ф. В IH'т м а н н Н. Н. Д а в и д е иков. ЖТФ, т. 7, 1937, стр. 343.
241. А. Ф. Иоффе, М. Кирпичев а и М. Левитская. )Курнал Русского
физико-химического общества, 1924, стр. 286 и 495.
242. Е. М. Ш ев а нд(ин. )КТФ, т. 16, вып. 11, 1946, стр. 1255; 'E. М. Ш ев а я-
да н и И. А. P а зо в. Физика металлов и металловедение, т. I, 1955, выл, 2,стр.219.
243. В. С м и р н о в я А. Ф а л ь к е в и ч. Химст1рой, № 8, 1934; А. П. Т у л я z о в.
42»

660
Л ИТЕРАТУРА
Химическое машиностроение, № 1 — 2, 1935; В. С~ми1рн oia и В. Ч врн як. Метал-
лург, № 8, 1936, астр. 88.
244. С. Shapiro à. J. Strauss. Metals Technology, v. 10, 1943, № 8.
245. Ф. P ап атц. Качественная сталь, ГОНТИ, 1938.
246. И. Н. К ил ив. Авторефе~рат допсторской диссертации. Институт металлургии
км. А. А. Байкова АН GCCP, М. 1955.
247. И. H. Ê ид и н. Металловедение ss обрабогка металлов, № 1, 1956, стр. 40.
248. К. А. Малышев. Сб. &lt;Пробл мы конструкцион ой ~ал », Машг з, 19
~ð. 42.
249. Н. В е и и ek, Н. S ch en k и. Н. Мй11ег. Stahl и. Eisen, Bd. 55, 1935,
№ 12, $. 321.
250. Е. А. Кл а уст и н г. Металлург, № 5, 1937, стр. 21; № 9 — 10, 1937, стр. 70;
Дискуссия. Качественна~я сталь, № 7, 1935, стр. 40.
251. Труды Всесоюзного совещаеия по борьбе с флопсенами в сгали, Металлург-
издат, 1941.
252. А: Д ьяконов и А. М. С ам ар и н. Изв. АН СССР. ОТН, № 1, 1946,
сгр. 121.
253. Я. М. Пот ак и В. В. С а чко в. )КТФ, т. 19, вып. 3, 1949, с'пр. 399.
254. Н. Ben net u G. К1î tzЬ асh. Stahl u. Eisen, Bd. 61, 1941, S. 597 и 624;
см. также дискуссию к данной работе, сцр. 675.
255. М. Г. Л о з~инск:и й и Е. И. А н тип о в а. Сталь, № 9, 1955, ñ÷~ð. 825.
256. И. Е. Б~р а~йни í. Сгaлb, № 1, 1946, стр. 28.
257. В. Д. С а до вски й, К. А. Ма,л ышев и Б. Г. С а зон ов. Превращения
при вареве стали, Металлурпиздат, 1954.
258. H. M. Чуйко и А. И. Л ьвов а. Тео~рия и практика металлургии, № 3,
1938, стр. 30; Л. Г. К а церн и А. Б ул,ав,ки н. Сталь, М 10, 1940, стр. 16; П. Ге р а-
сим енто и П. Дом бр о вски й. Arch. f. d. Eisenhiittenwesen, Bd. 14, 1940. № 3.
S. 109; Л. Г. Кацен. Заводская лаборатория, № 1, 1941, стр. 62; В. И. Явой-
ск и и. Сталь, № 9, 1947, стр. 796; ¹ 12, 1949, стр. 1071; В. И. Я в о йск и й и Б. ~.
Пулы р ев. Сталь, № 12, 1948, стр. 1075; М. В. Кузя ецов а. Сталь, № 5, 1952,
ст1р. 403; Н. И. Ши~рохо в. Сталь, № 7, 1953, стр. 611; М. Ф. Л онги но в. Сталь,
№ 11, 1953, стр. 985; С. Л. Левин. Н. М. Чуйко, М. П. ~Кузнецов и В. Д
Умнов. Сталь, ¹ 2, 1954, сгр. 129; S. F. C à r tег. Journ. of Met., v. 188.1950,январь,
р. 30; февраль, р. 245; Е. Piper, Н. H aged or n и. Н. B ackes. Stahl и. Eisen,
Bd 73, ]953, № 13, S. 817.
259. М. Ар буза в и Г. В. Ку~рд ю м о в. Известия Днепропетровского государ-
с'пввнного университета, т. 26, 1941, вып. 2.
260. В. ~И. Ар х а.~р ов. Кристаллография закалки стали, Мегаллургиздат, 1951.
261.,В. Д. Садо вспух и й, К. А. Малыш ев и Н. В. В ьяль. Изв. сектора физ..
хим. анализа, т. 20, 1950.
262. М. П. Б р а ун. При~рода излома перегретой стали, Изд-эо АН УССР, Киев,
1954.
263. А. А. П о и о в. Сб. трудов Уральского политехнического института, Сверд-
ловск, 1954.
264. Ю. А. Геллер. Сталь, № 7, 1955, cvp. 930.
265. М. П. Б~р а ун. Тер~мическая обработка металлов. Сб. докладов на конферен-
ции Уральского отделения Внитомаш, Машгиз, 1950, стр. 384.
266. С. С. Ноеыр ев а и А. М. П ол я к ов а. Сталь, № 12, 1955, стр. 1120.
257. M. М. К а рн а ухов и А. Н. Мо р оз ов. Изв. АН СССР, ОТН, № 12, 1948,
опр. 1845; А. Н. М о1р оз ов. Водород к азот в стали, Металлургиъдат, 1950.
268. Качественная сталь, № 1, 1934, стр. 43 и 49 (примечание к статье Пр~идаБ-
цена и Шейнина); также Качественная сталь, № 7, 1935, сер. 35 — 41.
269. В. Д. Садовский, К. А. Малышев, А. М. Полякова, В. Д. Авдее-
в а, К. Г. А р з а м ас ц ев и В. Ф. Ис у и î в. Сталь, № 6, 1955, стр. 545.
270. Я. Б. Ф р пп д м а н и Г. А. В о л î д и í à. ДАН СССР, т. 55, № 8, 1947, сгр. 721
271. ~С„З. Б о кошт е йя и С. Т. Ки ш1к ия.,И;АН СССР, т. 58, 3~Ь 4, 1947, стр. 583.
272. И. Л. Мир кин. Сб. трудов Московского института стали, вып. 18, Оборон-
гиз, 1940.
273. С. Е. Беляев. Заводская лаборатория, № 6, 1945; Е. M. Шев андин
и III. С. М ан ев и ч. ~Ò9, т. 16, 1946, вып. 11, стр. 1223.
274. Я. И. Ф р енк ель. Кинетическая теория жидкостей, Изд-во АН СССР, 1945.
275. Л. Э. П е в з н е,р. ДАН СССР, т. 58, № 3, 1947, стр. 405.
276. Я. М. П ота к и Е. Л. Б уши~ а нов а. Сталь, № 1, 1948, crp. 64.
277. С. И. P а та eip. Техника воздушного флота, № 4, 1947, стр. 9.
278. С. Т. Кпп ш к ни. Техника воздушяого флота, № 10 — 11, 1943, стр. 7.
279. В. И. Да н ил о в. Проблемы металловедения и физики металлов, вып. 1, Ме-
таллураиадат, 1949, стр. 7.

ЛИТЕРАТУРА
280. И. А. Од и н г. Вестник машиносрроен~ия, № 3, 1948, стр. 15; И. И. Т р à a е-
зим. Прочность металлов пря переменной нагрузке, Гостехиздат, 1948.
281. 5. Е. Ш ей ни н. Качественная сталь, № 1, 1937, стр. 15; см. также А. А. Х а-
б а хп аш ев и Б. Е. Ш ей~к и н. Качествевная сталь, № 4, 1934, стр. 5.
282. Д. М. Н~а х~и м о в. Вестник машиностроения, № 4, 1937; Заводская лабо-
ратория, № 7, 1947, ¹ 3, 1948.
283. Н. В. К алакуцкий. Артиллерийский журнал, № 5, 1867, с~р. 793.
284 Д. К. Ч е рвов. Доклад в Русском Техническом Обществе 10 мая 1885 г.,
см. также ЯРМО, ¹ 1, 1915, cap. 123.
285. И. А. Один г. Вест]ник машиностроен]ия, № 11 — 12, 1943, стр. 6.
286. P. И. Э н т и,н. Проблемы металловедения и физики металлов, Металлург-
издат, 1952, стр. 105; 1955, стр. 239; Металловедение и обработка металлов. № 9
и 10, 1956.
287. Б. IO. N е т т и Р. И. Э н т и н. ДАН СССР, т. 68, 1949, № 4, стр. 681.
288. М. М. С а в е р и н. Дробеструйный наклеп, Машгиз, 1955; Упрочнение ма-
шиностроительных деталей дробеструйным наклепом, ИТЭИН. М., 1948.
289. Труды ЦНИИ № 1 (21), 1945.
290. Я. С. Г и н ц б ур г. Качественная сталь, № 1, 1937, стр. 32.
291. В. В. Кур а ев и В. Г. Чер н ашки н. Качественная сталь, № 7, I937,
стр. 46; Строительные стали, Металлургиздат, 1941.
292. М. Е. Б л а н те р. Металловедение и обработка металлов. № 4, 1955, стр. 1.
293. К. К и î. Journ. Iron Steel Inst. ч. 173, 1953, № 4, р. 363; ч. 174, 1953, № 3,
р 223; ч. 184, № 3, 1956. Си. также реферат: Металловедение и обработка метал-
лов, № 7, 1958. стр. 59.
294. Я. С. Гинцбург, 3. Б. Дрейзеншток и Э. Б. Харабковскнй.
Автогенное дело, № 3, 1941, стр. 1; см. также Автогенное дело, № 8, 1940; Каче-
ственная сталь, № 3, 1941.
295. И. О. Цы п и н и М. Г. С м ол ов ич. Бюллетень ЦИИН ЧМ, № 23 (67),
1946, стр. 14; И. О. Ц ы п и н, там же. № 67, 1947.
296. А. А. Поп ов и Н. П. Н airop нов. ]Сб. «Проблемы конструкционной ста-
ли», Машгиз, 1949, стр. 187.
297. Бюллетень ЦИИН ЧМ, № 1 — 2 {45 — 46), 1946.'
298. J. Н. Ne à d à. J. W. H a l l ey. Tr. Am. Inst. Min. Met. Engs., Iã. Steei Div.
v. 120. 1936, р. 309.
299. В. С. Меськин и Ю. М. Ма р голи н. Качественная сталь. № 3, 1938,
спр. 25.
300 А. П. Г ул я ев и Е. Ф. Т р усов а. Ж;ТФ, т. 20, вып. I, 1950, спр. 66.
ЗО1. Н. С. К у р н а ж о в. Сб. «25-летие введения мартеновского про извод]ства
в России&g ;, С.-Петербу г, 18 8, с р.
302. Н. П. Ч у п:р а коз а и В. Д. С а д ов скан й. Сталь, № 3, 1948, стр. 262.
303. Н. Y. Р г е г. c h. Alloy Constructional Steels, изд. А. S. М., 1942.
304. Д. Н. С нелл ер. Коррозия железа, ее причины и предупреждение, OHTH
НКТП СССР, 1936.
305. Н. С. Ал феро в а и Л. П. Ig ec но. 'Сталь, № 3, 1950, стр. 246.
306. Я. С. У~м а н ски Й. Свойства стали, Сб. трудов Московского Института ста-
ли, вып. 28, Металлургиздат, 1949, cap. 160.
307. Н. A. Г а л а к т~иоБ о в а. Иэв. АН СССР, ОТН, № 11, 1949, стр. 1666~
А. И. Кр ас ников. Там же, № 1, 1946, evp. 133.
308. Е. А. Гр е йл ь. Заводская лаборачю~рия, № 1, 1947.
309. С. С. Н осы~р ев а. Сталь, № 1, 1947, стр. 49.
310. А. А. Расторгуев и H. Г. Арз ам асцев. Сталь, № 9 — 10, 1943,
стр. 47; А. Ци р ен ь и И. Н. Галино,в. Там же, стр. 42; И. Д. Пич а хчя.'Ме-
таллург, № 9, 1939, огр. 45; его же в [i251]; И. С. Г ол уб ы х в [251]; Ф. А. Голу-
б ых в f251]; Е. С. Т ов п е н ец. Сталь, № 1 — 2, 1942, стр. 48; № 2 — 3; 1941, счев. 99;
П. В. С к л ю е в, М. П. 5 раун и Н. П. П о к алов. Т1руды ЦНИИ, № 1, 1947,
стр. 41; A. В amber ger. Iron à. Steel Engineer, ч. 20, 1943, № 11, р. 68; Амери-
канская техника и промышленность, № 2, 1944; 5. pi n g s l ó. Metal Progress, ч. 47,
1945, Kо 4, р. 699 и др.
311. Г. В. К ур дю м ов и М. Д. П е р к ас. Г~роблемы металловедения и физики
металлов, вып. 2, Мегаллургиздат, 1951.
312. Л. М. Певз~нер, Г. М. Раве~вский и Т. Д. Кубышкина. ДАН СССР,
т. 85, 1952, № 4, стр. 811; те же и А. И. С а мой ло в. Металловеден~ие и обработка
металлов, № 10, 1956, стр. 2.
313. Г. В. К урдюм ов и P. И. Энтия. Сталь, № 1 — 2, 1944, стр. 24.
314. В. М. Д о р о я и н. Сталь, № 6, 1946, cmp. 389; № 2, 1947, стр. 146; № 7, 1954,
стр. 633.
315. Л. И. Коган и Р. И. Э,нти н. Изв. АН СССР, ОТН, № 1, 1955, стр. 67;

652
ЛИТЕРАТУРА
Физика металлов и металловедение, т. 4, 1957, вып. 2, стр. 360; Проблемы фивикн ме-
таллов и металловедения, № 5, Металлургиздат, 1958, стр. 161.
316. Л. И. Ко r а н и P. И. Э н т и н. ДАН СССР, т. 73, 1950, № 6, стр. 1173.
317. Л, И. К о г а н и P. И. Э н т и н. Проблемы металловедения к физики метал-
лов, Металлургиздат, 1955, стр. 251; также ДАН СССР, т. 94, 1954, № 4, стр. 693.
318. И. Е. Бр а й~н и н. Сталь, № 4~, 1946, стр. 298.
319. F. Weч e r u. W. Ко ch. Stahl u. Eisen, Bd. 74, 1954, № 16, S. 989.
320. Г. В. К у р д ю м о в и О. П. М а к с и м о в а. ДАН СССР, т. 78, 1950, ¹ 1.
321. Б. Ф. Ла пш и н. Мвдистон~икелевая сталь, ОНТИ, 1935.
322. R. Н à r r i s о и. Journ. Iron Steel Inst., v. 137, 1938, № 1, р. 285.
323. В. А. Д елл е и Л. А. Ф р у м е р. Сталь, г№ 7, 1948, стр. 619.
324. И. М. Г р яз н о в. Сталь, K 6, 1948, стр. 545.
325. О. П. М а к cia м о в а. Проблемы металловедения и физики металлов, Ме-
таллургиздат, 1952, стр. 45.
326. А. Е. С е с h à. J. Н. Н î l l о т о и. Лоигп. of Metals, 1953, май (см. реферат
в журнале «Металловедвние и обработка металлов», № 2, 1956, р. 57.
327. Б. Я. Л ю б о в. Проблемы металловедения и физики металлов. Металлург-
издат, 1952, стр. 83.
328. Г. В. К уорд ю м о в и Л. Г. Х а~и д р ос. ДАН СССР, т. 66, 1949, стр. 211.
329. А. П. Г ул я е в и М. С. Ч а а д а ев а. ~КТФ, т. 23, 1953, вып. 2.
330. П. П. Петросян. ДАН СССР, т. 59, 1948, № 6; Термическая обработка
стали холодом, Машпиз, 1957.
331. О. Д. Д а як ов. Изв. сектора физ.-хим. анализа, т. 16. 1943, стр. 82.
332. Т. А. Л е б е д е в. Основные положения новой теории железоуглеродистык
сплавов, Л., 1939.
333. М. А р 6 уз о в и И. Ро г о в. Сб. научных работ Института металлофизики
АН УССР, Кяев, 1948, стр. 66; И. В. Ис а йч е в. Там же, стр. 12.
334. Г. В. Ку~р дюмов. Применение рентгеновских лучей к исследованию ма-
териалов, ЛОНИТОМАШ, юн. 15, Машгиз, 1949, стр. 5.
335. В. Г. В о р о б ь е в. Термическая обработка стали при температуре ниже
нуля, Оборонгиз, 1954.
386. Г. В. Ку~р д ю м ов, И. В. И са й ч ев и Э. 3. К а м~и н ски й. Т~руды Инсти-
тута черной металлургии АН УССР, т. I, 1947, стр. 76.
337. М. С. М и х а л е в и М. И. Г о л ь д ш т е й,н. Сталь, № 10,. 1958, стр. 942.
338. А. П. Г ул я е в и А. П. А-к ш е н ц eis а,,'~КТФ, т. 25, 1955, вып. 2, стр. 299.
339. С. Герц р и к ее и И. Де хтя р. Сб. научных работ лаборатореи металло-
физики АН УССР, К~иев, 1948, стр. 125 и 135; )КТФ, т. 17, вып. 8, 1947, crp. 871 и 88!.
340. А. П. Гуля ев. Труды НТО ЧМ, т. 3, 1955, erp. 57.
341. А. П. Г ул я е в и И. И. Л и ф а н о в. Т~руды Московского вечернего маши-
HocTlpoHTBJIBHDDo института, вып. 2, 1955, ерр. 139.
342. Б. Я. П и,н е с. ~КЭТФ, т. 18, вып. 1, 1948, стр. 29.
343. В. Е. Ми к,р юков и С. М. P а б отнов. Ученые записки МГУ им. Ломо-
носова, вып. 74, 1944, с'пр. 167.
344. Б. Я. Л,ю бю в и Ю. А. О с~и и ь я н. ДАН СССР, т. 1О1, 1955, № 5, стр. 8Ю.
345. С. Я. С к обло. Сталь, № 3, 1946, ерр. 197.
346. Л. С. М о р ю з и С. С. Ш у р а к о в. Проблемы прочности цементованной
стали, Изд. ЦНИИ, Л., 1947.
347. И. А. Од и н г. Изв. АН СССР, ОТН, № 12, 1949, стр. 1774; Допускаемые на-
пряжения в машиностроении и циклическая прочность металлов, Машгиз, 1947.
348. Цементация стали, сб. статей, Машгиз, 1940.
349. С. Ф. Юip ь е в. ЯТФ, т. 20, 1950, вып. 5, ~ð. 546.
350. Г. К. Т р у б ин. Вестник металлопромышлевности, № 2, 1940.
351. А. Н. ~К и р olHKIH н. Труды ЦНИИ, № 17, 1944; Сб. научно-технических ра-
бот Ленинградского отделения Вюитома~ш, вып. 1, Металлургиздат, 1949, стр. 116.
352. Влияние легирующих элементов на диффузионные процессы в железе и его
~алавах, Сб. статей, изл. Ко1м~итета металловедения ВНИТОМАШ, М., 1947.
353. Г. Л. Лк в ш иц,и Б. А. Т ор и а н о в а. Сталь, № 12, 1948, стр. 1108.
354. В. С. М ес ьк и н и А. С. Не х aiM к и~н. Сталь. № 5 — 6, 1944, стр. 164.
355. А. С. В л а д и м и р о в. Американская тех~ника и п~ышлен~носгь, № 10.
'f944, стр. 709
356. В. Н. Л1ип и н. Влия~ние меди на чугун, железо и сталь, С.-Пете1рбург, 189~.
357. Г. В. Э стул и н. Свойства стали. Сб. работ Московского института стали,
цып. 28, 1949, стр. 205.
358. М. С. А~ро,н ович. Бюллетень ЦИИН ЧМ, № 37, 1945, стр. 16; см. также ан-
глийские и~сследования стали трофейных объектов: Netallurgia, ч. 32, № 191,
1945, р. 65.
359. М. P. Me yer so n à. S. J, Я о зепЪ ег g. Trans. Amer. Soc. Metals, ч. 45,
1954, р. 1225.

ЛИТЕРАТУРА
663
360. И. И. К о ~р~н и л о в. Изв. сектора физ.-хим. анализа, т. 18, 1949, стр. 72; За-
вод,ская лаборатория, № 1, 1949.
361. М. П. Б р а ун и Н. Е. Во р он ов. Сталь, № 3, 1946, стр. 181.
362. А. М. Б о р з д ы к а и Г. В. Э с т у л и н. Сталь, № 1, 1950, стр. 53.
363. Ю. А. Г елл е~р. Заводская лаборатория, т. 13, № 3, 1947, стр. 371.
364. С 1.. М. С î t t r e l l. Journ. Iron Steel Inst., ч. 176, 1954, Ко 3, р. 269 и 273.
365. Л. А. Гл ик м а н, ~КТФ, т. 7, вып. 3, 1937, сгр. 294.
366. Е. S c he i1. Archiv f. d. EisenhQttenw., Bd 8, 1935, № 7, $. 309.
367. Я. Р. P а уз~и н. Металлург, № 6, 1940, стр. 28.
368. В. И. А р х а р ов, В. П. С кл ю е в и В. О. Е си,н. Физика металлов и ме-
.талловедение, т. 3, 1956, вып. 1, стр. 62.
369. М. Г. Гайдуков и В. Д. Садовский. ДАН СССР, т. 66, 1954, № 1,
стр. 67.
370. Ю. А. Г е л л е р. Инструменгальные стали, Металлурги1здат, 1955.
371. М. S à it y т а и. Arch. Eisenhiittenw., Bd 25, 1954, № 5/6. S. 271.
372. Г. В. Кур дю м ов. Я~ТФ, т. 24, 1954, вып. 7, стр. 1254; В. М. Гол убков
и др. Физика металлов H металло1ведвн~ие, т. 5, 1957, вып. 3, стр. 465.
373. А. П. Г у л я е в. Свойства и термич~ая обработка быстрорежущей стали,
Машщз, 1939.
374. Н. А. М и~нк ев и ч, А. 1. Иван ов и О. С. Ив а н ов. Новые малолеги-
ровалные быс~рорежущие стали, Металлургиздат, 1940; Ф. P а п атц, В. С. Месь-
к и н и А. Ф. С т о г о в. Высокосортная сталь, Научн1ое химико-техническое изда-
тельство, 1930, стр. 131; E. С. В à i n. Trans. Am. Soc. Steel Treat. 5, 1924, р. 89.
375. А. П. Г у л я ев. Низколегированные вольфрамом и молибденом быстрорежу-
ацие стали, Металлургиздат, 1941.
376. Н. К г à i и е г. Arch. f. d. Eisenhiittenw., Bd 22, 1951, № 1/2, S. 53.
377. Л. С. М о р о з. Термическая обработка металлов. материалы конференции
Уралнитомаш, Машгиз, 1950, стр. 225; Упрочнение безуглеродистых сплавов железа
ирл фазовом превращении, Металлургиздат, 1951; )КТФ, т. 22, 1952, стр. 498; Л. С. М о-
- р о з и Т. Э. М и н ги н. ДАН СССР, т. 91, 1953, № 2, стр. 249.
378. М. С. А роно ви ч. Бюллетень ЦИИН ЧМ, № 40, 1945.
379. Н. А. Би льдзюкеви ч и Я. M. ГолоB ч и1н ер. Проблемы металлове-
дения и физики металлов, Металлурииздат, 1952, стр. 281.
380. Н. Т. Гудц о в и К. М. Г ель ф а н д. Изв. АН СССР, ОТН, № 1, 1947, стр.93.
381. Н. strainer, К. S wobo d à u. F. P ар а tz. Stahl u. Eisen, Bd 69, 1949,
S. 122; Н. Kra i ner. Arch. f. d. EisenhGttenw., Bd 17, 1943/44, S. 11.
382. А. П. Гул я ев. Слаль, № 3, 1946, стр. 188.
383. Г. Л. Л и в ш и ц. Труды Всесоюзной инструментальной конференции 22—
27 марта 1943 г., вып. 6, Машгиз, 1944, стр. 15.
384. К. А. Ос,и по в. Вестник машиностроения, № 1 — 2, 1944, стр. 54.
385. В. И. Просвирня и И. P. Ушевский, там же, стр. 43.
386. Н. Т. Г удц ов и Л. Д. М а ш т а коз а. Изв. АН СССР, ОТН, № 12, 1947.,
атр. 1629.
387. И. Ф. Афонский. Заводская лаборатория, № 9, 1949, стр. 1074.
388. М. М. 3 а м я т ~н,и 1н. Сб. научно-технических работ ЛОНИТОМАШ, вып. ~,
Иеталлурпиздат, 1952, cap. 74.
389. В. Я. Д у бовой. Сб. трудов Московского института стали, вып. 13, Обо-
ронгиз, 1939.
390. С. С. Штейн б ep r. Качественная сталь, № 3, 1937, стр. 22.
391. И. И. Б о р ~н а ц к и й. Металлург, № 3, 1939, стр. 56.
392. С. К. В à e r à. P. P à ys on. Tr. Am. Soc. Metals, ч. 39, 1947, р. 488; С. У,.
B à er à. A. Е. N eh r en b ег g. Iron Age, 4 сент. 1947, р. 65.
393. А. П. Гуля ев. Качественная сталь, № 5 — 6, 1937.
394. М. Е. Б л а н т е р. Заводская лаборатория, № 9, 1949, erp. 1077.
395. E. О. П ат он и В. В. Ш ев ер н иц,ки й. Вестник машиностроения, ¹ 2,
1949, срр. 23; Н. Н. Прохоров. Там же, erp. 32; Т. А. Никол а ев, Там же, стр.27;
т. А. Никол а ев и Н. Н. Прохор î s. Напряжения в процессе сварки, Изд-во
АН СССР, 1948.
396. J. P. Gi l l. Tool Steels, Am. Soc. Met., 1934.
397. В. Я. Дубовой. Выбор стали и т~рм1ичвская обработка шта~мпов в авто-
гракторном производстве, ОНТИ, 1938.
398. В. Д. С а д о в с к и й. Проблемы конструкциокной сгали, Маштиа, 1949.
стр. 214.
399. П. В. С к л ю е в. Термическая обработка металлов, материалы конферен-
ции, У1ралнитомаш, Машгиз, 1950, стр. 374.
400. В. В. П о л о вн ико в. Заводская лаборатория, т. 18, 1952, № 4, стр. 452.
401. А. R os e Arch. f. d. Eisenhiittenw., Bd 13, 1939/40, S. 345.

664
ЛИТЕРАТУРА
402. В. А. Лелле. Легиреяанная иинегрунииенная гнала, Металлургианат, 1233.
403. А. Л. Нем ч и н ский. Термическая обработка металлов, материалы кон-
ференции, Уралнитомаш, Машгиз, 1950, стр. 359; также D. J. Carney а. А. D.
J a n u1 i î n i s, Trans. Am. Soc. Metals, v. 43, 1951, р. 480.
404. М. Е. Бл а~нтер к А. А. Г ол ьд ен 6 е~р г. Мегалловедение и обработка
металлов, № 8, 1956, erp. 12.
405. Д. М. Н а х и,м о в. Структура и авойства термически обработанной стали,
Московский механический институт, Машгиз, 1951.
406. W. P. Sykes. Age Hardening of Metals, изд. Am. Soc. Met., 1939, р. 82;
Trans. Am. Soc. Net., ч. 30, 1942, р. 147; ч. 31, 1943, р. 284; v. 34, 1945, р. 415.
407. С. В. P î s t, М. С. F e t г е г à. W. Н. F e n s t e r m а с h е r: Trans. Am. $осе
Metals, ч. 35, 1945, р. 85.
408. 3. Л. P еги р ер. Термическая обработка, Сб. Докладов Hà Москов~жой кон-
ференции по термической обработке, Машгиз, 1948, стр. 143.
409. А. Г. Он и с и м о в и П. Д. Б а гуди н. Заводская лаборатория, т. 17, 1951,
№ 6, стр. 699; G. D e Vr i e s. Trans. Am. Soc. Metals, v. 41, 1949, р. 678; W; Wi.l sсп.
Там же, 43, 1951, р. 454.
410. Л. Н. Д а в ы дав а. Сталь, № 11, 1948, стр. 1007.
411. О влиянии бора в стали см. Iron Age, ч. 168, 1951, № 1, р. 79; № 2, р. 85;
№ 3, р. 102; № 4, р. 68; № 6, р. 75; № i11, р. 106; v. 169, 1952, ¹ 2, р. 81; Metal
Progress, ч. 57, 1950, р. 81; 60, 1951, р. 52, 66, 80, v. 64, 1953, № 2, р. 78; Trans. Amer.
Soc. Metals, ч. 42, 1950, р. 75, v. 75, v. 46, 1954, р. 461 — 65, 483, 1089; SAE Journ. III,
ч. 60, 1952, № 3; Iron Coal Trades Яеч., v. 166, 1953, № 4436, р. 871; Journ. Iron Steel
f»t., ч. 163, 1949, р. 277; ч.,113, 1953, pt. IV, р. 406, Яеч. Metall. Mem., v. 47, 1950,
р. 55; ч. 48, 1951, р. 379; Les Aciers au Bore, пчбликация1'Organisation Europeenne de
Cooperation Economique, Париж, 1954; Stahl u. Eisen, Bd. 72, 1952, №Ж, S. 1433; №26,
S. 1652; Jonrn. of Metals, ч. 8, 1956, №8, pt. 1, р. 1091; В. Н. Дав идюк. Сталь.
N& t; 8, 19 6, с р. 7 2; С. М В и р в. Свойс ва конструкцион ой ст л с бор
Оборонгиз, 1955; О. Н. Мещеринов а, Л. И. П осыс а ев а и Г. А. Ха с ин. Сталь,
№ 1, 1958, стр. 75; Л. Л. П я т а к о в а и О. Д. )Ки ж а к и н а. Металловедение и обра-
ботка металлов, № 5, 1958, стр. 27.
412. R. Ь. P ickett, W. F. White, С. S. Wa 1 ton u J. С. В utler. Trans. Am.
Soc. Metals, ч. 44, 1952, р. 151.
413. Е. В. П а н ч е н к о, Б. И. К р и м е р и Г. Г. П у ц и к и н. Структура и свойства
стали, сб. 27. Московского института стали, Металлургиздат, 1949, стр. 112.
414, Ю. А. Кехендз и. Стальное литье, Металлургиздат, 1948.
415. Я;. К. Чернов. Артиллерийский журнал, № 7, 1912; ~PÌO, 1912; см. также
Ж;РМО, № 1, 1915, стр. 182.
416. А. И. Шултин и М. Л. Та маркин а. Коррозия и борьба с ней, вып. 2,
1936; В. В. С корчеллетти, Б. М. Идельчик и В. А. 3 а невская.' Там же,
вып. 3, 1937, стр. 307.
417. А. И. Ш ул тик. Труды конференции по коррозии металлов, Изд. АН СССР,
1940, стр. 201; Б. П. А р т а м о н о в и А. И. Ш у л т и н. Труды 2-й конференции по кор-
розии металлов, Изд. АН СССР, 1943, стр. 86.
418. Н. T. Гудцов и Т. Н. Н азаров а. Изд. АН СССР, ОТН, № 3, 1950,
стр. 386.
419. В. И. А р х а р о в. )КТФ, т. 22, 1952, № 2, стр. 332.
420. В. С. Меськин и Б. Е. С о мин. Труды НИИ, вып. 4, 1944, стр. 96.
421. G. М. Le ak. Metal treat. à. Drop Forg., ч. 23, 1956, № 124,
январь, р. 21.
422. Г. Л. Л ив ш и ц. Сталь, № 2, 1948, стр. 153.
423. В. И. П р осв ирин и С. Д. Э н т и н. Изотермическое образование мартен-
сита, Машгиз, 1953.
424. В. L. А ч е r Ь а с h, N. К о h е и à. S. G. F 1 е t c h е г. Trans. Am. Soc. Metals
ч. 40, 1948, р. 728; В. L. Averb ach а. М. Kohen. Там же, ч. 41, 1949, р. 1024.
425. А. П. Гуляев, А. И. Гардин, Я. Э. Са,нчук и Л. А. gJ,oáðûíèía.
Исследование структуры инструментальных сталей, Машгиз, 1954.
426. В. А. Д а в и д е н к о в. Изв. АН СССР, ОТН, № 12, 1947, стр. 1683.
427. С. Т. Еч an s. Metal Progress, ч. 48, № 5, 1945, р. 1083.
428. И. В. С а л л и. ДАН СССР, т. 89, 1953, № 1, стр. 61.
429. Б. Я. Лю б.ов и В. И. Максимов. ЯТФ, т. 23, 1953, вып. 3, стр. 1202.
430. В. Сh а1m ers. Proc. Яоч. Soc. A196, 1949, р.64; G. G. Dunn, F. W. D a-
n i еl s а М. J. В о l ton. Trans AIME, v. 188, 1950, р. 1245. D. McL can. Metal
Treatm. à. Drop Forg., ч. 23, 1956, № 124 (январь), р. 3; № 125 (февраль),р. 55; № 126
(март), р. 91. См. также обзор К. L й ck e. Zeitschr. f. Netallk., Bd 44, 1953, № 8,
$. 370 и № 9, S. 418.
431„Э. 3. К а минский и Т. И. Стелл ецк а я. Проблемы металловедения и
физики Зоеталлов. Металлургиздат, 1949, стр. 192; Э. 3. К а м и н с к и й. Там же, стр. 173.

Л И1'ЕРАТУРА
665
432. И. И. К о р н ил о в, Л. И. Пряхина и Т. Ф. Ч у йк о. HSB. cBK'fops Фнв хнм
анализа АН СССР, т. 19, 1949, стр. 437.
433. M. П. А р 6 уз о в. ~КТФ, т. 21, 1949, вып. 10; Изв. АН СССР, серия физиче-
ская, т. 15, 1951, ¹ 1; ДАН СССР, т. 73, 1950, № 1; С. Г. А з и н ц е в и М. П. А р б у-
3 о в. )КТФ, т. 20, 1950, вып. 1.
434. Н. М. П о и о в а. Заводская лаборатория, т. 15, 1949, № 3.
435. А. П. Гуляев и Н. И. Буров а. Металловедение и обработка металлов,
№ 1, 1955, стр. 40.
436. А. М. Б о рады к а. Изв. сектора физ.-хим. анализа, т. 16, вып. 2, 1946,
стр. 116; Сталь, № 6, 1945, стр. 215.
437. Б. A. Ап а ев. ~КТФ, т. 23, 1953, вып. 7, стр. 1192; Физика металлов и метал-
ловедение, т. 1, 1955, вып. 3, стр. 467.
438. J. D. N i s b e t à. W. Я. H i b b a r d. Journ. of Metals, ч. 5, 1953, № 9; см.
также S. F. P ei ter à. W. Я. Hibb ard. Там же, ч.7, 1955, № 5, р. 655.
439. С. 3. Бокштей н, С. Т. Кишкин, А. Ф. Платонов а и Н. М. Поп о в а.
Физика металлов и металловедение, т. I, 1955, вып. 3, стр. 459.
440. А. М. Б о р з д ы к а. ~Кароупорные и теплоустойчивые стали, ОНТИ, М., 1937.
441. С. А. Казеев, А. Н. Хаз а н и П. М. Л юдковска я. Металлург, № 1,
1937; А. П. Гуляев и А. Н. М а линков ич. Новое в металловедении, Сб.
ВНИТОМАШ, Машгиз, 1948.
442. Ч. N. grivobok а. Е. N. Skinner. Metal Progress, ч. 68, 1955, № 3,
р. 118, 120В и 121 — 122.
443. В. С. М есьхи н. Труды Института металлов, вып. 1О, М., 1930.
444. А. А. Б очв а . Изв. АН СССР, ОТН, № 10, 1947, стр. 1369; А. А. Боч в а р,
М. Е. Д р и ц и Э. С. а д а н е р. Там же, № 2, 1954, стра 42.
445. Л. А. Мета шоп и М. Е. Блантер. Металловедение и обработка метал-
лов, № 5, 1957, стр. 15.
446. А. W. C o ch a r d t. Journ. of Metals,'v. 8, 1956, № 10, pt. 2, р. 1295.
447. Г. В. К у р д ю м о в и М. Д. П е р к а с. ДАН СССР, т. 87, 1952, ¹' 1, стр. 41;
M. gJ,. П е р к а с. Проблемы металловедения и физики металлов, Металлургиздат, 1952,
стр. 139.
448. А. П. Гуляев, А. Н. Малинкович и Ю. А. Геллер. Сталь, № 5, 1949,
стр. 420.
449. М. П. Ма рков ец и А. Т. Гор бодей. Сталь, № 5, 1945, стр. 157.
450. В. И. Ар х à р о в. Окисление металлов при высоких температурах, Металлург-
издат, 1945.
451. Ь. В. P f ei I. Journ. Iron Steel Inst. ч. 123, 1931, р. 237.
452. В. И. Ар х а р ов и Ф. П. Б утр а. ~КТФ, т. 10, 1940, стр. 1691; т. 18, 1948,
стр. 211; В. И. Архаров. Там же, т. 14, 1944, стр. 145; В. И. Ар ха ров и М. М.
Канторович. Там же, стр. 151; В. И. А рх ар ов. ЖТФ, т. 4, 1934, сгр. 372 и т. 11,
1941, стр. 833; Изв. АН СССР, ОТН, 1946, № 1, стр. 127; В. И. Арх а р ов и 3. П. Ки-
чигин а. Физика металлов и металловедение, т. 3, 1956, вып. 2 и 3, стр. 269 и 468;
B. И. А р х а р о в и Б. С. Б о р и с о в. Там же, т. 3, вып. 3, стр. 460 и 471.
453. И. И. Корнилов. Сплавы железо-хром-алюминий, Изд-во АН СССР, 1945;
Изв. сектора физ.-хим. анализа, т. 16, вып. 4, 1948, стр. 122.
454. Symposium on Materials for Gas Turbines,изд. А. S.Т.М., июнь 1946, р. 1 — lбО.
455. А. М. Борз дыка. Сталь, № 3, 1946, стр. 192.
456. Н. А. Минкев ич и А. М. В орздыка. Качественная сталь, № 1, 1938,
стр. 8.
457. G. P. В r о р h у а. А. J. М i l l e r. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 41, 1949, р. 1185;
Е. F. В à i l еу à. W. J. Н à r г i s. Journ. of Metals, ч. 188, 1950, № 8, р. 997.
458. В. Н. Свечников и Н. С. Алферова. Сталь, № 4, 1947, стр. 331.
459. К. Jan sen, Е. Houd rem ont u. W. J el l in gh aus. Arch. f. d. Eisen-
huttenw., Bd. 24, 1953, № 7/8, S. 323; W. J е111 и а'Ь а и s. Там же, Bd. 25, 1954, № 3/4,
S. 165.
460. Л. А. Г л и к м а н и М. И. Г р и н б е р г. 7КТФ, т. 16, вып. 9, 1946, стр. 985.
461. Н. J. F г е и сh. Journ. of Metals, ч. 8, 1956, № 6, р. 770.
462. Н. Т. Гудц о в и Д. И. Шк р я ев. Сталь для кла~паяов двигателей внутрен-
него сгорания, Госмашметиздат, Л., 1933.
463. А. А. Попов. Сб. &lt;Фазо ые превраще и в железоуглеродис ых сплава
Машгиз, 1950.
464. А. М. Б о р з д ы к à. ДАН СССР, т. 60, № 2, 1948, стр. 223.
465. А. П. Г у л я е в. Сталь, № 10, 1947, стр. 928.
466. J. Т. Go w а. О. Е. Н а г d e r. Trans. Am. Soc. of Metals, ч. 30, 1942, р. 8%;
ч. 32, 1944, стр. 408; О. E. Н à r d e r. Metals à. Alloys, ч. 21, № 3, 1945, р. 726.
467. Н. А. M и нк евши ч и А. М. Б о рз дым а. Металлург, Ко 1, 1939, стр. 61.
468. Е. Т h e i s. Stahl u. Eisen, Bd. 73, 1953, № 6, $. 347.
469. Бюллетень UHH~H ЧМ, Уе 1 (59), 1946, стр. 24.

065
ЛИТЕРАТУРА
470. А. М. С а м а р и н, А. Я с к е в и ч и И. П а и с о в. Изв. АН СССР, ОТН,
Мю 5 — 6, 1943; А. М. С а м а р и н. Там же, № 1 — 2, 1944, стр. 54.
471. Я. М. Г о л о:в ч и н е р и Г. В. К у р д ю м о в. Проблемы металловедения и ф»»-
зики металлов, Металлургиздат, 1951, стр. 98.
472. А. А. Бо чв а р. Изв. AH СССР, ОТН, № 5, 1948, стр. 649.
473. В. Н. Г р и д н е в. Сб. «Металловедение и термическая обработка»,
ВНИТОМАШ, Машгиз, 1955, стр. 19; см. также Металлург, № 4, 1938.
474. В. С. М е с ь к и н, Ю. М. М а р г о л и н и U,. М. С а х н о в и ч. Труды НИИ,
вып. 4, 1944, стр. 108.
475. Р. В. 1= о1е у. Metal Progress, ч. 29, «1936 ~~г, 5, р. 53.
476. Trans, Amer. Soc. Mech. Engs. ч 69, № 6, 1947, р. 561 — 612.
477. А. М. Б о р зды к а и Г. В. Э стул и и. Сталь, № 9, 1947, стр. 823.
478. W. Н. Н à tf i el d. Iron à. Steel. V. 17, № 14, 1944, р. 613.
479. В. С. Меськин, 10. М. Марголи~~ и А. С. Нехамкин. Труды НИИ,
вып. 4, 1944, стр. 10.
480. В. Н. Г р ~и д н е в и В. И. Т р е ф ил о в. ДАН СССР, т. 96, 1954, № 4, стр. 74l.
481. W. Quntscher, К. Qil ger ц. Н. В jegl åã. Technische Baustahle,
Кпарр, Наllе (Saale), 1952.
4о2. Н. Н. Буйн о в. Физика металлов и металловедение, т. I, 1955,вып.2,стр.339.
483. П. С. П ер м иков. Коррозия и борьба с ней, т. 2, № 1, ОНТИ, Химтеорет,
Л., 1936, стр. 3.
484. А. В. С м и р н о в. Химическое машиностроение, № 4, 1938, стр. 34.
485. Г. В. Ак и м о в. Теория и методы исследования коррозии металлов, Изд-во А1.&
СССР, 1945; Основы учения о коррозии и защите металлов, Металлургиздат, 1946.
486. А. К и а р р w o s t g. G. E. В 1 о с k s t i e g e 1. Z. Elektrochemie, Bd. 57, 1953,
№ 8. -S. 700.
487. Г. Т а м м а н. Металловедение, ОНТИ, 1935, стр. 372.
488. В. В. С ко р ч елл етт и и A. И. Ш улт и н. Химическое разрушение метал-
лов, ОНТИ, 1935.
489. И. P. Э в а н с. Коррозия, пассивность и защита металлов, Металлургиздат,
1941.
490. А. Б. К инцелл и P. Ф р энкс. Высокохромистые нержавеющие и жаро-
упорные стали, под ред. Н. Н. Тимошенко, Металлургиздат, 1945.
491. Д. Т. М он ил е ни и. Нержавеющее железо. и сталь, Госмашметиздат,1933.
492. В. В. С к о р ч ел л ет т и и А. И. Ш улт и н. Химическая стойкость сплавов
»»а железной основе (справочная книга), ГОНТИ, 1938.
493. Ю. М. Марголин, Ц. М. Сахно вич и П. И. Юзвинская. Сталь,
№ 7 — 8, 1943, стр. 49.
494. А. П. Гул я ев. Труды Московского вечернего машиностроительного инсти-
тута, вып. 2, 1955, стр. 120.
495. Ч. G е г о! d. Al»»mi»»i»»m (ием.), Bd. 30, 1964, № 8»»9, S. 331.
496. Ю. А. Н ех е н да и и А. М. С а м а р и н. Труды UHHH, № 5 (26), 1946, стр.3.
497. Л. Н. А л е к с а н д р о в и Б. Я. Л ю б о в. ДАН СССР, т. 91, 1953, № 3, стр. 519.
498. Ф. Ф. Х и м у ш и н. Нержавеющие, кислотоупорные и жароупорные стали,
Металлургиздат, 1945.
499. В. C. M е с ь к и н, Ю. M. М а р г о л и н и Б,. М. С а х и о в и ч. Труды НИИ,
вь|п. 4, 1944, стр. 57.
500. Е. М. Ш ев а ндин. Склонность к хрупкости низколегированных сталей, Ме-
таллургиздат, 1953; см. также сборник, посвященный 70-летию акад. А. Ф. Иоффе,
Изд. АН СССР, 1950, стр. 382.
501. Г. В. К у р д ю м о в, Р. И. Э н т и н и В. М. Р о з е и б е р г. Проблемы метал-
ловедения и физики металлов, Металлургиздат, 1955, стр. 360.
502. Я. S c h е г е г, G. R i e d r i c h U Н. К е з s n e r. Stahl ц. Eisen, Bd. 62, 1942,
S. 34?.
503. Н. К i e s s l e r. Stahl u. Eisen, Bd. 71, 1951, № 9, $. 433.
504. Г. В. Акимов, Я. Б. Фридман, Л. Э. Певзнер, Н. Д. Томашов,
3. А. В руцев и ч, С. В. Сергеев, JI. Н. Газ ез ьян. Исследования в области
аустенитных сталей, Труды ВИАМ, вып. 39, ОНТИ, 1936.
505. К. S m i th, Е. Н. Wyc he à. W. W. Go r r. Metals Technology, ч. 13; Я 4,
июнь, 1946.
506. Ф. Ф. Х и м уши н и О. И. Кур о в а. Качественная сталь, Р5 6, 1936, стр. 16;
Ф. Ф. Хи м уш»и«н. Авиапромышленность, № 1, 1940; Качестввн(ная сталь № 1, 1935;
Я. С. Ги н цбур г и др. Сообщения Ленинградского института металлов, № 15, 1933;
А. И. Шултин. Металлург, ~ф 4 — 5, 1933; В. В. Кузнецов. Качественная сталь,
.«Ъ 7, 1935.
507. J. Н. van der Veen в Сборн. Notch bar testing à. its relation to welded
construction, Лондон,:1953, р. 34; J. Е. d e G г а а r a. J. Н. ч à n d e r V e en. Journ. Iron
Steel Inst, v. 173, 1953, р. 19.

ЛИТЕРАТУРА
667
508. Я. Б. Ф р и д м а н и Т. А. Г о р де е в а. Заводская лаборатория, № 8,
1954, стр. 952.
509. Я. Б. Ф р ид м а н. @AH СССР, т. 106, 1956, № 2, стр. 258.
510. Н. С. Я у р к о в и Б. Н. Н а р 3 улл а ев. )КТФ, т. 23, 1953, вып. 10, стр. 1677;
С. H. Ж у р к о в и Э. Е. Т о м а ш е в с к и й. Там же, т. 25, 1955, вып. 1, стр.66; C. H.
Журков н Т. П. Санфирова. ДАН СССР, т. 101, 1955, №2, стр. 237; С. С.
~Ш ypaxo â. Я~ТФ, т. 24, 1954, стр. 527. Сб. статей «Мегалловедение» Судпромгиз,
1957, стр. 100.
511. С. Т. К и ш к и н. ДАН СССР, т. 95, 1954, N 4, стр. 789.
512. В. А. Павлов и М. В. Якутович. ДАН СССР, т. 77, 1951, № 1, стр. 49;
В. А. П а в л о в, Там жс, т. 78, 1951, №4, стр.677.
513. В. А. П а в л о в и К. А. В ш и в цев а. физика металлов и металловедение,
г. 1, 1955, Я 2, стр. 261.
514. А. В. Степ а н о в. Ж;Тф, т. 5, 1953, вып. 2, стр. 349.
515. Е. М. Ш ев а н ди н и И. А. Р а з ов. физика металлов и металловедение,
т. 1, 1955, № 3, стр. 541.
516. В. С. И в а н о в а. ДАН СССР, т. 94, 1954, № 2, стр. 217.
517. Н. Н. Д а в и д е н к о в. ЖТФ, т. 25, 1955. вып. 5, стр. 877.
518. Б. М. P о в и н с к и й. Изв. AH СССР, OTH, ¹ 9, 1956, стр. 55.
519. Г. В. Уж и к. Изв. АН СССР, ОТН, Яо 1, 1955, стр. 57.
520. В. А. Гл ад к о в с к и й. Автореферат кандидатской диссертации, ЛПИ, 1952.
521. В. В. Н и и d y. J. Iã. Steel Inst., ч. 178, 1954, р. 34 и 127, см. Сталь, № 11,
1955, стр. 1050.
522. Сб. Mechanical Properties of Metals at Low Temperatures, Nat. Bur. of Stan-
dards, Cicular 520, 1952.
523. В. Н. С в еч н и к о в и С. C. Гол у б е в. ~КТФ, т. 24, 1954, вып; 3, стр.467.
524. Я. Е. Ге г уз и н и В. 3. Б е н гу с. Физика металлов и металловедение, т. ~,
1955, вып. 2, стр. 269.
525. Б. Б. Ч еч ул и н. ЯТФ, т. 25, 1955, вып. 1, стр..125.
526. Н. Н. Д а в ид е н K QIB IH П. С~а х а р oia. ЖТФ, т. 7, 1937, стр. 675.
527. С. И. P ат н е р. Заводская лаборатория, № 2, 1946, стр. 227.
528. Е. J. Я i р1 i и р; à W. M. В а1d wi n. Trans. Amer. $ос. Ме1а18, ч. 43,
р. 778, ч. 44, 1952, р. 1047.
529. E. Л. Бушманова, Н. М. Потак и В. В. Сачков. ЯТФ, т. 21,
3951, вып. 1.
530. М. М. Шт ей н б е р г. Металловедение и термическая обработка, Сб. статей,
вып. I, Металлургиздат, 1954, стр. 35; сб. «Проблемы металловедения и термическои
обработки», Машгиз, 1956, стр. 63.
531. В. А. Д ел л е. ЯТФ, т. 24, 1954, вып. 4, стр. 694.
532. Л. С. М î р оз и Т. Э. М и н ги н. Сб. научно-технических работ Ленинград-
ского отделения ВНИТОМ, вып. 2, Металлургиздат, 1952, стр. 91; ~КТФ, r. 21,
1951, вып. 12.
533. С. М. Б а р а н о в. Сб. «Проблемы конструкционной стали», ЛОНИТОМАШ,
Машгиз, 1949, стр. 235.
534. К. В ц n g агd t, Н. Кi essl еr ц. E., Кц иге. Stahl ц. Eisen, Bd. 74,
~9Ж № 2. ~. 71-
535. С. В. В он сов ск и й и Я. С. Ш ур. Фе]рромагнеткзм, Гоотехтеориздат, 1948
536. М. Кг а 1 t s à. J. L. L amon t. Hardenability and Steel Selection, London,
l949, р. 204.
537. В. L. АчегЬ à ch, L. S. С а st l em an, а. М. С ohen. Trans. Am. Soc.
Net., v. 42, 1950, р. 112.
538. Е. F. В à i l е ч à. W. J. Н а г r i s. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 44, 1952, р. 204;
1. С. Саstlemап, В. L. АчегЬаch, а. М. Сîhen. ТаМ же,р. 240.
539. К. П. К о л ч и н. Сб. научно-технических работ Ленинградского отделения
ВНИТОМ, вып. 1, Металлургиздат, 1949, стр. 162.
540. J. Ч à j d à à. P. Е. В usby. Trans. Am. Soc. Metals ч. 46, 1954, р. 1331.
541. Е. F. В а i leó. Trans. Amer. $ос. Metals, ч. 46, 1954, р. 830.
542. А. П. Гуля е в и И. И. С л а в и н а. Металловедение и обработка металлов,
№ 3, 1956, стр. 15.
543. Дискуссия к работе Castleman и др. в 1538].
544. Е. J. g i p l i n g. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 42, 1950, р. 92.
Также дискуссия к работе CastJeman и др. в (538].
545. В. С. М еськи н и Е. С. То в и ен ец. Труды ~~ Института металлов, т. 1,
1931, стр. 51.
. L. J. &lt 1 n gl r, W. J B am et t, Я. P. Fro mb e ц A. P. r a
Trans. Am. Soc. Metals, v. 46, 1954, р. 1557.
547. Н. S c h r à d e r, Н. W i ester ц. Н. S i e p m à n n. Archiv f. d. EisenhQttenw.,
Bd 21, 1950, № 1/2, S. 21.

668
ЛИТЕРАТУРА
548. Е. Н. С ок о л к о в и В. Д. С адов с к и й. Физика металлов и металлове-
дение, т. 1, 1955, вып.2, стр. 359 и 362; Е. Н. Соколков, Г. В. Гайдуков и В.Q.
Сад о в с к и й. Там же, стр. 366; Труды Института физики металлов Уфан, вып. 18,
1956, стр. 30; Е. Н. Соко лков и В. Д. С а д о в с к и й. Сб. «П,роблемы металлове
дения и термической обработки», Машгиз, 1956, стр. 99; Труды Института физики
металлов Уфан, вып. 18, 1956, стр. 3.
549. М. М. Штейнберг, В. Д. Садовский и А. В. Демакова. Металло-
ведение и обработка металлов, № 4, 1956, стр. 21.
550. А. С. 3 а в ья лов и M. И. С ен ч ен к о. )КТФ, т. 23, 1953, вып. 3, стр. 479.
551. Н. Н. Да в иден ко в и Г. П. Зайцев. )КТФ, т. 2, 1932, вып. 5, стр. 477.
См. также Н. Н. Д а в и д ен к о в. )КТФ, т. 23, 1953, вып. 3, стр. 401.
552. Я. Н и 1 t g r e n à. J. C h u an C h a n g. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 46, 1954,
р. 1298.
553. J. F. Lib sch, А. Е. Рo wers à. G. В h at. Trans. Am. Soc. Metals, v. 44.
1952, р. 1058.
554. А. А. М о и с ее в и В. А. Д ел л е. Металловедение и термическая обработка,
сб. статей, вып. 1. Металлургиздат, 1954, стр. 25.
555. В. И. П росв ирин и E. И. Кв ашния а. Ватник машиностроееия, 0 2,
&gt;9 5, с р.
556. В. Н. С в е ч н и к о в и В. К. Г р и д н е в. Труды Института черной металлур-
гии АН УССР, т. 5, 1951.
557. В. И. П р осв ирин и Е. И. Кв ашн ин а. Металловедение и обработка
металлов, Я 3, 1955, стр. 17.
558. В. И. Пр осв ирин и Е. И. Кв а шн и н а. Металловедение и обработка ме-
таллов, № 2, 1956, стр. 34.
559. В,. Т. Б и р ю л и н и В. Д. С а дав с к и й. Труды Института физики металлов
УФАН, вып. 18, 1956, стр. 66.
560. G. Vi d a l. Я,еч. Ме1а11. Mem., t. 42, 1945, р. 149.
561. Т. S w i n d e n. Iron Coal Trades gev., v. 136, 1938, № 3655, р. 483.
562. К. H. G re aves à J. А. J ones. Journ. Iron Steel Inst.ч. 111, pt.1,1925, р.231.
563. F. P ob o r i l u V. Коз е l e w. Hutnicke Ыз1у, Brno, № 5 и 6, 1946; №7, 1947.
564. В. И. Архаров, С. И. Ивановская, Н. М. Колесникова и Т. A.
Ф о ф а н ов а. Физика металлов и металловедения, т. 2, 1956, вып. 1, стр. 57.
565. В. С. W ood fine. Journ. Iron Steel Inst., ч. 173. 1953, март, р. 240 и 229-„
О. Мс Lean в дискуссии: там же, ч. 174, 1953, август, р. 360.
566. D. N c L e à и à. L. N o r t h c o t t. Journ. Iron Steel Inst., v. 158, 1948, № 2, р. 169.
567. А. И. Ризоль, Л. Г. Скв ар ели дз е 1и Л. М. Утев скя й. ДАН СССР,
т. 105, 1955, № 2, сгр. 268.
568. Н. В. К аз аков а и Н. В. К о рол e saba. ДА~К СССР, т. 105, 1955, №6,
стр. 1233. G. В h at. Iron Age, ч. 179, 1957, № 3.
569. М. М. Ш т ей н б ер г и А. А. П оп о в. Заводская лаборатория, № 11, 19~2,
стр. 1377.
570. Г. В. Ужик и А. A. 3уйков а. Металловедение и обработка металлов„
№ 4, 1956, стр. 26.
571. Т. В. Сергиевская. Сталь, № 1, 1955, стр. 63.
572. D. С. В u f f u m, L. D. J à f f е à. W. P. С l а и су. Trans. Am. Inst. Min. Net
Ends, ч. 185, 1949, р. 499.
573. L. D. J à f f е, D. С. В u f fum à. F. L. Сar г. Trans. Am. So&l ;. Meta s, ч.
1953, р. 725.
574. Л. В. Смирнов, Е. Н. Соколков и В. Д. Садовский. ДАН СССР„
т. 103, 1955, ¹о 4, стр. 609; Труды Ин-та физики металлов УФАН, вып. 18, 1956,
стр. 36; Л. В. С м и р н о в и В. Д. С а дав с к и й. Сб. «Проблемы металловедения и
термической обработки», Машгиз, 1956, стр. 120.
575. В. С. Меськин. Металловедение и обработка металлов, № 7. 1956. стр.24.
576. Symposium on the nature, occurrence, and effects of Sygma phase., Am. Soc
TRstlng Mat.. спец. Выпуск № 110, 1951.
577. М. В. 3 аха ров. Изв. АН СССР, ОТН, № 1, 1949, стр. 124.
578. М. Ф. Алексеенко и Г. Ф. Ор ех о в. Сталь, Я~ 4, 1954, стр. 353.
579. А. М. Б о р з ды к а.,ДАН СССР, т. 63, № 3, 1948, стр. 265.
580. Г. В. Эстулин, М. Л. Бернштейн и Л. К. Гуменный. Вестник ин-
женеров и техников, № 5, 1948, ст1р. 168; P. П. 3 а лет а ев а. Меч~алловедение и обра-
ботка металлов, Я 2, 1955, стр. 25.
581. Н. S. Li nk à. P. W. M ars ch a l l. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 44, 1952,р.549.
582. F. J. S h o r t s I е е ч е а. М. Е. N i c h o I s o n. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 43,
1951, р. 142; J. J. Gi l m à и. Там же, ip. 161; см. также
G. F. T i s i n a i, J. К. S t à n l e y а. С. Н. $ à m a n s. Journ. of Metals, ч. 8, 1956, №5,.
pt 2, р. 600.
583. Е. М. П и в н ик. )КТФ, т. 25, 1955, вып. 1, стр. 135; также автореферат дис-

ЛИТЕРАТУРА
669
сер&gt;ац и, Л. 19 5; М. Е Л ев и и Е. М П ив но к. Металловеде и и обра1бо иа
таллов, № 2, 1957, стр. 27.
584. Н. В u c h h o 1 t z, Н. К г a c h t e r u. F. К г а е т е г. Arch. f. d. EisenhQt tenw.,
Bd. 24, 1953, № 3/4, S. 113.
585. В. И. Хоткев и ч и В. P. Голи к. Сборник, посвященный 70-летыю акад.
А. Ф. Иоффе, изд. АН GGGP, 1950, стр. 23.
586. К. W. Аn d rews. Nature, ч. 164, 1949, № 4180, р. 1015; К. W. А и d rews
а. P. Е. В rookes. Metal Treatment à. Drop Forging, ч. 18, 1951, р. 301; P. К. Koh.
Trans. Am. Inst. Min. Met. Engs., ч. 197, 1953, р. 339; J. G. McMu1 1 in, S. F. Rei-
ter à. D. G. Еbеl ing. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 46, 1954, р. 799 и дискуссия
к воследней работе, там же, сгр. 806;
J. В i r t а! а и à. R. А. В 1 о о т. Jonrn. of Metals, ч. 8, 1956, Ке 2 (pt. 2), р. 210.
587. Д. С. К а,м е е е ц к а я и И. Б. П и л е ц к а я. Обвар «Развитие вакуумной
иеталлурпыи за рубежом», Сталь, № 1, 1956, стр. 72.
588. К. К и î. Journ. Iron Steel Inst., ч. 176, 1954. р. 433; ч. 181, 1955, № 2, р. 128;
_#_e 3, р. 218.
589. А. Н. G rоЬ е, С. Wå 1 l s а. Я. F. Meh 1. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 45, 1953,
р. 1080. И. Е. Bip ай ни н, В. А. Х а~р ч емко и А. И. Кон др а шов. Труды ДИИ,
т. 32, вып. 7, 1958, стр. 5.
590. С. WeI1 s, J. V. Я,и s sel l a. S. W. Рool e. Trans. Am. $ос. Metals, ч. 46,
3954, р. 129.
591. Г. И. П о г о д и я-А л е к с е е в. Свойства металлов при ударном на~руже-
нии, Мегаллуржиз(дат, 1953.
592. Шелонь-Ся о-Цин. Сталь, № 11, 1955, стр. 1022.
593. А. Ф. Мырцымов. Сравнительные свойства мартеновской стали и элек-
тростали, Металлургщздат, 1946.
594. О. gr i f ka. Stahl u. Eisen, Bd (74, 1954, № 12, $. 760 и дискуссия.
595. И. Н. Голиков. Сталь, ¹ 1111, , 11995533, стр. 1034.
596. Н. J. Gî1 d s chm i d t. Journ. Iron Steel Inst., ч. 170, 1952, № 3, р. 189.
597. П. В. Склюев, Л. И. Кватер и Б. Д. Петров. Сб., «Проблемы метал-
ловедения й термеческой обработки», Машгиз, 1956, стр. 141; П. В. Склю ев, Л. И.
Кв а рте~р и В. Е. Ш а п 1и р о. Сталь, № 10, 1956, стр. 909.
598. А. H. Жи ро н кны, А. Д. Мен ыииков и П. Д. XIHIH ски й. Сталь,
№ 11, 1955, cry. 1016.
599. В. Ф. Л о ш к а р е в. Сталь, ¹ 2, 1952, стр. 147; № 8, 1956, стр. 734.
600. Н. Ф. Л а ш ко. Сталь, № 12, 1952, игр. 1103.
601. В. И. Б аптизм ански й. Сталь, Ко 1, 1953, стр. 67.
602. В. С. Меськин и Б. Е. Со м ин. Качествен1ная сталь, № 7, 1935, стр. 15
603. Ю. В. Г р 1идина и В. Ф. Зуб ар ев. Сталь, № 4, 1953, ст.р. 354.
604. А. Н. Мор о зов. Счаль, № 7, 1953, erp. 636.
605. Я. С. Ги1нцбур г. Сталь, № 8, 1953, стр. 724.
606. Б. В. Ста,рж и С. И. Ф или пп ов. Сталь, № 5, 1947, стр. 439.
607. А. К. Ш ев елев. ЖТФ, т. 18, вып. 1, 1948, ерр. 99.
608. М. И. В HIHorp а д. Сталь, № 9, 1953, cap. 827.
609. И. Е. Б ip а й и~и н. Сталь, № 4, ]954, стр. 343.
610. И. Н. Голиков, Б. М. Л итв1инов, И. И. М урзян и А. А. P а сто р-
гуев. Сталь, № 12, 1953, стр. 11~12.
611. Я. М. П о та к. Сталь, № 2 3, 1941, стр.~ 66.
612. Е. Г. Ш у м о в ски й, К. Н. К л и м о в и К. И. С м ы сл о в. Сталь, № 2—
3, 1941, сч;р. 78; И. И. Ф р у~м и(н. Там же, стр. 71.
613. J: В. Ger o а. А. Р. Т r î i а и o. Iron Age, ч. 171, 1953, № 13, р. 133.
614. С. С. Штейн 6 еу г и С. А. Эльгот. Сталь, № 2 — 3, 1941, стр. 82.
615. F. Wev er ц. В. P f àr г. Mitt. К.-W-Inst. Eisenforsch., Bd 15, 1933,№11, $. 1147.
616. Л. А. Г л и к м а н и Е. М. Ш ев а яд(и н. Заводская лабора~ия, № 10, 1949.
617. Trans. Am. Soc. МесЬ. Ends, ч. 68, 1946, № 6 (сводный отчет по изучению
графитнзации) .
618. Я. И. Ф р ен к ель. В1ве,дение 1в теорию мета~лло~в, Гостехиздат, ~1958.
619. W. G e l l e r u. Т à k-H î-S u n. Archiv. f. d. Eis., Bd. 21, 1950, № 11 — 12, S. 423.
620. М. Е. Блантер. Заводская лаборатория, № 5, 1949, стр. 557; № 8, 1951,
сгр. 958; Методика исследования металлов и обработка опытных данных, Металлург-
издат, 1952, erp. 175.
621. Н. Г. Г и р ш о в,и ч. Чугунное литье, Металлургиздат, 1949.
622. Я. С. Ум а н ский, Б. Н. Ф1ивкельштейн, М. Е. Бл анте1р, С. Т. Киш-
ин, Н. С. Ф асч'о1в, С. С. Г орелык. Физические основы металловедетвия, Метал-
'.дургиздат, 1955.

670
ЛИТЕРАТУРА
623. P. И. Эи ти н. Сб. «Проблемы металловедения и физики металлов», Метал-
лургкзд~ат, 1949, стр. 275.
624. С. Т. Кюво беев ски й. Рентгенопоафия в применении к испытанию мате-
риалов, ОНТИ, 1936; Изв. АН СССР, серия химическая, № 5, 1937, стр. 1029; )КЭТФ„
13, 1943, спр. 185, 418.
625. Н. Н. Д а в и д е н к о в. Повышеаие прочности деталей, Труды совещания
по методам повышения прочности деталей машын, Изд. АН СССР, 1949, с'пр. 5.
626. А. И. Ш у лт и н. ЯФХ, т. 15, выкуп. 3, 1941, стр. 359 и 370; т. 18, вып. 1 — 2,
1944, стр. 61 и 69.
627. А. П. Гул я ев. Металлов@дение, Оборонив, 1948, 1951, 1956.
628. Д. Хе рд. В~ведение в химию гидридо~в, ИЛ, 1955; S mi th, Hydrogen in'
Metals, University of Chicago Press, Чикаго, 1948.
629. E. М à r t i n. АгсЫч f. d. Eisenhuttenw., Bd. 3, 1929, № 6, $. 413.
630. С. В. С е р е н с е н. Повышение прочности деталей машин, Труды совещания
по меподам повышения прочности деталей машин, изд. АН СССР, 1949, с.пр. 46.
631. Н. П. Щ а п ов. Там же, стр. 67.
632. В. Я. Д убов ой. Флоыены в стали, Металлургиздат, 1950; Иав. АН СССР,
ОТН, № 3, 19%; №7 — 8, 1945; Сталь №7 — 8, 1945, стр. 255; Институт техвико-эконо-
мической информации Гаоплана СССР, № 17, М., 1944.
633. Я. Б. Ф р и дман и Н. И. П опов. Веювик машинострощиия, № 1, 1951,
стр. 49.
634. Materials à. Methods, ч. 34, 1951, № 4, р. 135.
635. Metall Progress ч. 52, 1947, р. 576 — В.
636. А. Д. Ас сю но в. Металлы и сплавы в автостроевии, Машгиз, 1954.
637. М. П. Б р а ун. Сталь, № 7~, 1942; № 9 — 10; 1943; Вестник маш1иносвроеняя,
№ 9, 1951, стр. 39; Основные свойства хромомарганцевой конструкциовной стали, Изд
АН УССР, 1953; Свойства конс~рукцыовных сталей в крупных сечениях, Машгиз, 1954.
638. А. Е. Power s а. Я. G. Кагl son. Trans. Атп. $ос. f. Metals, ч. 46, 1954,
р. 483.
639. G. А. L i 11 i eqvi st а. С. G. N i eke 1 son. Journ. of Metals, v. 4, 1952.
№ 10, р. 1024 (см. Сталь, № 10, 1953, стр. 954);
N. Е. К и а р р à. W. Т. В о l k с î m. Iron Age, v. 169, 1952, № 17, р. 129; № 18, р. 140.
640. Список литературы по вопросам повышения усталостной прочности деталей
машин в связи с различными поверхностными обработками. Вестник Машиностроения
№ 9, 1951, стр. 91; см. также № 7, 1951, стр. 68.
641. В. F i n n егп. Archiv f. d. Eisenhu&lt;ten ., d. 5, 19 4 7 Ђ” 8, $. 3
642. С. Ф. Ю р ь ев. Деформация стали при химико-термической обработке, Маш-
гиз, 1950.
643. W. А. Fi все ег u. W. Кoch. Archiv f. d. Eisenhuttenw., Bd 21, 1950, Яо 9--
[i 00, S. 345.
644. Н. Е. B oyer а. Н. С. Muller. Materials à. Methods. ч. 23, 1946, № 3
р. 730; Н. Е. В оу er. Iron Age, ч. 161, 1948, № 7, р. 69; № 8, р. 78; № 9, р. 85.
645. Н. А. К а р а с е в. Вестнп~к машиностроения, № 1, 1952, стр. 44.
646. Е. Н. Б ол х ов ити нов а. Вестяик машиностроен1ия, № 5, 1952, стр. 67.
647. Н. Д. Т о м а ш ов. Атмосфер~ная коррозия. Сб. докладов под ред. Н. А. Из
гарышева и Т. К. Швыряева, Металлургиадат, 1951, стр. 10.
648. С. Г. В eäен кин. Там же, сгр. 30.
649. И. М. Лей ки н и В. Г. Чер н а ш ки н. Низколе~ированные строительные
стали, Металлургиздат, 1952; И. М. Л ей ки н. Бюллетень ЦИИНЧМ, № 31 — 32, 1945,
стр. 38; Труды ВНИТО металлургов, т. 1. Металлургиздат, 1954, стр. 105; также
в кн~иге «Основы применввия стальных конструкций в стро1ительсгве», 1953, стр. 333.
650. Н. Ф. Л а шко и С. В. Л а шло-А в акя н. Металловедение свар~, Маш-
гиз, 1954.
651. Н. Н. P ык алин. Труды ВНИТО металлургов, т. 1, Металлургиздат, 1954,
стр. 116; также Н. Н. P ыкали1н. Расчеты тепловых процессов при сварке, Машгиз,
1951.
652. Н. Н. П рохо,ров. Горячие трещины при сварке, Машгиз, 1952; С. М. Гу-
рев ич. Труды по а1втоматичеакой сварке, № 7, Изд. АН УССР, Киев, 1949.
653. Н. Кi e ss1 åг. Stahl u. Eisen, Bd. 73, 1953, № 17, S. 1116.
654. Н. Кi e s s l er u. Е. Ки n z e. Stahl u. Eisen, Bd. 74, 1954, № 12, $. 768.
655. F. В г u h l. Stahl u. Eisen, Bd. 70, 1950, № 23, $. 1060; «. также Metal Pro-
gress, ч. 65, 1954, № 1, р. 97.
656. F. N eh l. Stahl u. Eisen, Bd. 72, 1952, № 21, $. 1261; К. В о г n u Ю. Ко ch.
Там же, S. 1268; К. А. Кг е 1&lt; 1е г. ам е, S. 12 8; дискусс я. ам е, $. 12
657. К. L. S o l t e r а. С. W. В е а t t i e. Journ. of Metals, ч. 3, 1951, р. 721.
658. P. Mi tsch e u. А. L e g a t. Stahl u. Eisen, Bd. 73, 1953, № 25, $. 1652.
659. J. G. В а l l а. С. L. М. С о t t r el l. Journ. Iã. Steel Inst., v. 169, 1951, р. 323.

ЛИТЕРАТУРА
671
660. ~. p еече. Trans. Inst. of 7felding, ч. 16, 1953, № 6, р. 154; см. та~же Steel,
ч. 134, 1954, № 8, р. 107.
681. W. E. В à r d get t а. Ь. Р еече. Journ. Steel Inst., v. 163, 1949, р. 277.
662. F. N eh l ц. А. Я о s e. Stahl u. Eisen, Bd. 74, 1954, № 17. $. 1054.
663. А. D ress 1 er. Stahl ц. Eisen, Bd 72, 1952, № 25, S. 1609.
664. Е. Forkh ar d. Stahl ц. Eisen, Bd 71, 1951, № 7, S. 347.
665. А. Н. G r î b е à. G. А. Я î b e r t s. Trans. Am. Soc. Metals ч. 42, 1950, р. 686;
v. 45, 1953, р. 475.
ббб. Ю. А. Г елле~р. Сталь, № 11, 1952, стр. 1008. Сб. «Металловедение и терми-
ческая обработжа», ВНИТОМАШ, Машглз, 1955, сгр. 169. Ю. А. Ге лл е р, О. Н. М е-
щ е р 1и н о в а и Е. К. Т и х о м и 1р о в а. Сталь, № 9, 19Û, стр. 819.
667. Ю. А. Гелле р. Заводская лаборатория, № 5, 1955, harp. 594.
668. А. Н. Ро з ан о в. Структур~а и прочность металлов и спла1вов, Сб. № 5, Мос-
ковскый механический институт, Машгиз, 1953, с~р. 124.
669. А. П. Гул язв и А. П. Б елов а. Вестнкк металлопромышленности, № 1,
1938.
670. Р. И. М очадкин. Заводская ла1бо1ратория, № 10, 1949, стр. 1229.
671. J. РгеЬзег. Archiv f. d. Eisenhuttenw, Bd. 24, 1953, № 11 — 12, $. 483.
672. А. P î r t е ч i n et А. S o u r d i 11 о и. Pev. Mhtallurgie, Mem. ч. 24, l927, р. 215.
673. Ю. А. Ге лл е р и С. Д. Б р ик. Веспнык машиностроения, № 10, 1953.
674. L. P. Та r à sov. Trans. Amer. Soc. Metals, v. 43, 1951, р. 1144;
см. также P. L e ck i е — Е w i n g. там же, v. 44, 1952, р. 348.
675. М. А. Н и к à í î р о в. Сб. «Металловедение и термическая обработка», вып. 1,
Металлу~ргиздат, 1954, стр. 171 и 185.
676. D. J. В l ickwed е, М. Кой еп à. G. А. P ob e r ts. Trans. Amer. $ос..Ме1а1з,
ч. 42, 1950, р. 1161.
677. А. Г. Ив а н о в. Сталь, № 8, 1950, стр. 735.
678. С. J. М с Н à r g u е, J. P. Н à m m î n d а. С. S. С r î u s e. Trans. Am. Soc.
Metals, ч. 46, 1954, р. 716.
679. Ю. В. Ель ци н. Сталь, № 10, 1951, стр. 915.
680. Н. Т. Г уд ц о в,и С. А. К а з е е в. Металлург, № 4, 1929.
681. П. И. Луки р ски й. ДАН СССР, т. 46, 1945, № 3, стр. 300.
682. А. П. Гуля е в. Металлург, № 9, 1940.
683. Б. А. А и а е в и Б. Л. К о с к и н. Сб. «Металлс1ведение и термическая обра-
бот1ка», вып. 1, Металлургиздат,,1954, esp. 199.
684. А. Е. P î w er s. Journ. of Metals, ч. 8, 1956, № 10, pt. 2, р. 1373.
685. О. ч. II os su m. Chemic-ing-Technik, Bd 25, 1953, № 8/9, S. 481.
686. Ю. А. Г е л л е р и P. П. Л е щ и н с к а я. Меч'а.чловедение и обработка ме-
таллов, Яе ], 1955, стр. 26.
687. Д. А. Св ешн ико в. Сталь, № 11, 1952, стр. 1018.
688. Е. И. М а л и н к и н а. Сб. «Терм~ическая о1бработка инсгрументальных ста-
лей», Машгиз, 1951.
689. P. S c h e r e r ц. W. С î n n е г t. Stahl ц. Eisen, Bd 70, 1950, № 22, S. 984.
690. А. Г. Рахштадт и Ю. А. Геллер. Структура и прочность металлов и
сплавов, сб. № 5, Московский механический институт, Машгиз, 1953, стр. 163.
691. А. J. В1a ck we 1 l. Iron à. Steel, ч. 27, 1954, № 6, р. 217.
692. А. П. Г у л я е в. Станки и инструмент, № 2 — 3, 1946.
693. Н. П. А р и стов. Сталь, № 7~, 1941; А. Г. И в а1 н о в. Сталь, № 10, 1949.
694. А. Г. Г а p a щ ен ко. Сб. «Металловедение и термическая обработка», вып. 1,
Металлур~издат, 1954, стр. 210.
695. М. Л. Ко род ев. Сб. статей Всесоюзного заочного политехнического инсти-
тута, вып. 9, 1954.
696. А. А. P ычко в. Автомобильная промышленность, № 3, 1946; К. М. Г ель-
ф ан д и 3. М. Го м оль ск а я. Сб. «Литой и наплавленный инструмент», Машгиз,
1951; Н. Н. Л ил чи н. Автореферат диссерта~ции, Уральский политехнический институт,
Свердловск, 1951.
697. F. Я а р а tz u. O. M i r t. Stahl u. Eisen, Bd. 74, 1954, № 19, S. 1195.
698. В. Ф. Л о ø K ар ев. Сталь, № 6, 1952, стр. 519.
699. М. В. Приданцев, Г. Л. Ливш1иц и Е. В. Смирнов. Сталь, № 11,
19Я, стр. 1019.
700. Н. М. Н i l l er, Stahl u. Eisen, Bd. 73, 1953, № 24, S. 1565.
701. Metal Progress, ч. 66, 1954, № 1 — А, р. 21.
702. Ю. А. Г ел л ер. Металловедения и обработка металлов, Re 3, 1955, стр. 1.
703. T. B i shор. Metal Progress, v. 64, 1952, № 2, р. 74.
704. П. Ф. Ф есечко. Сталь, № 7 — 8, 1941; В. Ф. Исупов и А. И. Ме н ш и-
ков а. Сталь № 3, 1950, стр. 251.
705. Д. И. Кос т ен ко. Вестйик маююностроения, № 3. 1954.

672
ЛИТЕРАТУРА
706. А. П. Гуля ев, В. М. Советик ов1а, А. Г. Сае'кто р и Б. М. 3 е л ьбет.
Веспн~ик мааюиноспроенвя, № 2, 1951.
707. А. Г. Ив аеов. Сталь, № 7, 1951, стр. 637.
708. И. M. Хелимский, Э. H. Фельдш тейн и П. Л. К,p айдм ая. Сталь,
Я 2, 1953, стр. 161.
709. Steel, ч. 135, 1954, № 6, р. 116.
710. А. М. Б о р з д blK а. Мегоды горячих меха)нических и1опытавий металлов, Ме-
таллургивдат, 1955.
711. Э. С. Я к ов л ев а и М. В. Якут ова ч. ДАН СССР, т. 90, 1953, № 6,
пу. 1027.
712. М. Г. Л оз иесжий я Е. И. Антипов а. Металловедение и обра~ботка ме-
таллов, № 5, 1955, стр. 9.
713. И. Я. Де х т я р и К. А. Оси по в. ДАН СССР, т. 104, 1955, № 2, стр. 229.
714. И. А. Од~и н г и В. С. И ванов а. ДАН СССР, т. 103, 1955, № 1, сгр. 77;
В. С. И в аео в а. Металловедение и обработка металлов, № 1, 1955, стр. 19.
715. И. А. Одинг. Изв. АН ОССР, ОТН, № 8, 1954, стр. 110; Вопросы металло-
ведения котлотурбиняых;материалов. Труды UHHHT~MAIII, кн. 71, Машгив, 1%5, стр. 7.
716. В. F à z à и, О. D. S h е гb у à. Y. Е. D o r а. Journ. of Metals, ч. 6, 1954, № 8,
р. 919; McL еа и Зош.п. Inst. Metals, ч. 80, 1951 — 52, pt 9, р. 507; ч. 81, 1952 — 53,
pt. 3, р. 133 и pt 5, р. 293.
717. В. А. П а р ф ено в. Металдюведевне и обработка металлов, № 4, 1955, стр. 16.
718. Я. Б. Ф ридм ин и Б. А. Д~роадовск~ий. ДАН СССР, т. 95, 1954, № 4,
ст~р. 793.
719. О. Л. Бенд рыш ев и Я. Б. Ф1р ид мая. Металловедение и офработка ме-
таллов, № 2, 1955, стр. 33.
»0. Л. М. П е в з е е р. Сб. &lt;Металловеде я в тармичес ая Жрабочщ
ВНИТОМАШ, Ма(шгиз, 1955, стр. 74.
721. Б. П. Л я хин. Сталь, ¹ 12, 1955, стр. 1104.
722. Г. Читхе м (G. Cheetham). Проблемы современной металлургия, № 1,
1956, стр. 107.
723. М. А. Б а л т е,р. Металловедение и обрабопка металлов, № 5, 1956, evp. Д.
724. М. В. П р и д1а н ц ев, Г. Л. Л,ив ши ц и Д. А. К ол ь не р. Сталь, № 8, 1955,
стр. 734.
725. И. М. Л ейкие, И. С. М а р аховсжий и А. А. Подгород ецкий. Ме-
таллург, № 4, 1956, стр. 13.
726. С. С. Шур аков. Физика металлов и металловедение, т. 2, выл. 1, 1956,
стр. 66.
727. А. Л. Немч инский и H. М. Ф они н а. Там же, стр. 78.
728. P. П. Лещ индская. Металловедевие и обрабопка металлов, № 3, 1956,
стр. 43.
729. А. Л. Н е м ч ин скя й, Н. М. Ф опия а и И. Л. Ши м е лев и ч. Металлове-
дение и обработка металлов, № 1, 1956, стр. 30.
730. Е. А. С мольбы ков. Технологические процессы обработки стали и сплавов,
Сб. Л Московского ин~ститута стали, Метыитургиздат,,19%, сч~р. 102.
731. Я. С. Г и н ц б у у г. Ис)пытания металлов при повышенных температурах,
Маап из, 1954.
732. В. Н à à s. Arch. Eisenhiittenw., Bd. 27, 1956, № 5, $. 311.
733. Окорость окалянообразовавия на металлах и сплаьа~х, ч. 1, Ученые записки
Ленынградского госуда~рственного университета, сб. статей № 175, сврия химических
наук, вып. 14, Изд. ЛГУ, 1954.
734. Яароулорные и теплоустойчнвые стали и сплавы для гаеовых турбин (обзор
литературы капиталистических стран), Иад. Института технико-экономической инфор-
мации АН СССР, 1955; референт Ф. Ф. Хнмушин.
735. J. Hinn Qb er, О. Р ц d i ger u. W. gin и à. Arch. EisenhQttenw., Bd. 27,
!956, № 4, $. 259; см. также W. +inn à и. О. QQ d i ger. Там же, Bd. 24, 1953,
S. 535; С. С. МсВridе, Н. М. Greenhouse u. Th. S. Shevlin. Jour. Amer.
Ceram. $ос., ч. 35, 952, р. 28.
736. Л. Я. Л и бер м а н и М. И. П ей си хис, под общ. ред. А. А. Канаева.
Справочник по свойствам сталей, применяемых в котлотурбостроении, АКТИ, кн. 29,
Маш~из, 1955, 1959.
737. Л. П. Т р ус о в. Вопросы металловедения котлотурбинных материалов. Тру-
ды UÍÈÈÒÌÀØ, кн. 71, Машгиз, 1955, стр. 164.
738. Metal Progress, v. 66, 1954, № 6, р. 84.
739. Н. W. К i rkb y. Metallurgia, ч. 51, 1955, № 306, р. 165.
740. М. Sich а, А. S mr hova и F. Erm is. Hutnicke listy,
т. 10, 1955, № 3, стр. 149.
741. Л. Я. Л и б е р м а н и А. В. Б оев а. Металловедение и обработка металлов,
№ 4, 1956, стр. 2.

литеРАтУРА
673
742. Т. И. В о л к о в а. Вопросы металловедения котлотурбинных материалов,
Груды ЦНИИТМАШ, кн. 71, Машгиз, 1955, стр. 192; Металловедение и обработка ме-
таллов, № 1, 1956, стр. 18; № 12, 1956, стр. 12.
743. Г. П. Федор цов-Лу тиков и М. Ф. Ш еш ен ев. Металловедение и об-
работка металлов, ¹ 6, 1956, стр. 2.
744. Л. Я. Л и бер м а н и А. В. Б о ев а. Металловедение и обработка металлов,
№ 6, 1956, стр. 16.
745. G. В an d еl ц W. То f au te. Archiv Eisenhuttenw., Bd. 15, 1941 — 42, S. 307;
G. Piedrich ц. F. Loib, т;ци же, S. 175; К. М. Fisher, Е. J. Dulis а. К. G.
С а r го11. Journ. of Metals., ч. 5, 1953, № 5, р. 690; А. J. 1 е и а а. М. F. Н а wke s
Там же, v. 6, 1954, № 5, р. 607 (дискуссия в т. 7, 1955, № 5, р. 691); J. J. Н cger.
Metal Progress. авг. 1951, р. 55; Е. J î s s о. С. p. Acad. sci., t. 240, 1955, № 7, р. 776:
H а г а и и Хи г ут и. Journ. Japan Inst. Metals, ч. 19, 1955, № 2, р. 77 (см. Р)К.
Металлургия, реф. № 3501);К. В и и ga r d t и. W. S р у r à. Arch. Eisenhiittenw. Bd 27,
1956, № 12, S. 777; W. К о s t e r u. А. Kienlin. Т.
746. В. А. К а з а н це в. ДАН СССР, т. 101, 1955, № 3, стр. 477.
747. А. Т. Гр и гор ь е в и И. А. Б о яда р ь. Изв. сектора физ.-хим. анализа,
т. 23, 1953, стр. 142, (сообщ. 1); т. 25, 1954, стр. 94 (сообщ. 2).
748. А. J. L en à. Metal Progress, v. 66, 1954, № 2, р. 94; Е. J. D ul i s à. G. V.
S m i t h. Proc. Amer. Soc. Test. Mater., ч. 53, 1953, р. 527.
749. P. Ch even ar d. Trav. Nem. Bur. Int. Poids et Mesures, t. 17, 1957, р. 90;
Е. С. В à i n à. W. Е. G r i f f i t h s. Trans. Am. Inst. Min. Met. Engs. ч. 75, 1927, р. 166;
F. Weve r u. W. J el 1 in gh à u s. Mitt. К.-W.-Inst. Eisenforsch., Bd. 13, 1931, $.143.
750. А. J. С оо k à. F. W. J оп е s. Journ. Iron Steel Inst., v. 48, 1943, № 2, р. 217.
751. Metal Progress, июль, 1954, сокращ. перевод в журнале «Металлрведение
и обработка металлов», № 1, 1955.
752. P. S chin n. Z. Vereins deutsch. Ing., Bd. 95, 1953, № 24.
753. W. E. El 1 is a. N. F le ischm а и n. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 46, 1954,
р. 1039.
754. G. Т. Н à r r i s а. Н. С. С h i l d. Journ. Iron Steel Inst., ч. 178, 1954,
№ 3, р. 284.
755. N. P. Аl l еп à. W. Е. С à r r i n g t о и. Journ. Inst. Metals, v. 82, 1954,
№ 11, р. 525.
756. Symposium on high tåmðåràturå Steels à. Alloys for Gas Turbines, спец. вып.
Iron Steel Inst. № 43, London, 1952.
757. Х. Л. Гилберт, Х. А. Иогансен и P. Дж. Нелсон. Реферат в Трудах
ВНИТО металлургов, т. 2, 1954, стр. 241; H. L. W à i и, F. Hen d erson, S. Т. М.
J oh u s to и а. Е. J. L ц m l ey. Journ. Inst. of Metals, ч. 83, 1954, № 4, р. 133; Н. В.
G o î d w i и, Я,. А. G i 1 b е г t, С. М. S c h w à r г а. С. Т. G r е е n i d g e. Journ. Elect-
roch. Soc., v. 100, 1953, р. 102; А. Н. Su 1 l y, Е. А. В r ап d es а. К. W. Мi tchel.
Journ. Inst. Metals, v. 81, 1953, р. 585.
758. В. В. Гр и r о р ье в а. Обзор по жаропрочным сплавам на основе карбида
титана. Металловедение и обработка металлов, № 2, 1955, стр. 57; см. также обзор
А. П. Металловедение и обработка металлов, № 9, 1957, стр. 60.
759. P. Ki ef f e r, F. В en esovsky ц. С. Ко и о р icky. Berichte Deutsch. ke-
гат. Ges., Bd. 31, 1954, № 7, S. 223; В. Waeser. Werkst. u. Коггоыоп, Bd 4, 1953,
№ 11, S. 397; J. 1. E ver h à r t. Mater. à. Methods, ч. 40, 1954, № 2, р. 90; F. В еп e-
sovsky. Werkst. u. Коггояоп, Bd 5, 1954, № 8 — 9, S. 288; G. M. Au 1 t à. G. С.
D cuts c h. Journ. of Metals, pt. I, v. 6, 1954, № 11. р. 1214.
760. С. Т. К и ш к и н, %. М. С у л и м а и В. П. Ст р ог а я ов. Исследоьаяие влия-
ния наклепа на механические свойства и структуру сплава ЭИ437А, Труды Московско-
го авиационного института, вып. 71, Оборонгиз, 1956.
761. М. Л. Б е р н штей н. Стали и сплавы для работы при высоких температу-
рах, Металлургиздат, 1956.
762. А. И. Ч и ж ик и Е. А. Х ей н. Металловедение и обработка металлов, № 9,
1956, стр. 10. (рис. 367 — по данным М. М. Писаревского и И. Г. Соколинской. Свой-
ства металлов, применяемых в турбостроении, и методы их.испытаний, Машгиз,1955).
763. Н. А. S a l l ег, J. Т. S t а су à. N. S. Е d d y. BMI — 922, U. S. Atomic Energy
Comission, июнь, 1954. Реферат в Metal Progress, v. 68, 1955, № 5, р. 164.
764. E. P. Mo r g а и à. V. F. 2 а сk а у. Metal Progress, v. 68, 1955, № 4, р. 128.
765. V. F. 2ackay, Е. P. Могgan à. J. С. Chyne. Journ. of Metals, v. 8,
1956, № 2 (pt. 2), р. 216.
766. Industritidn. norden, v. 82, 1954, № 22, р. 302, Реферат ¹ 3665, P. )К. Ме-
таллургия, № 4, 1956.
767. Metal Industry, ч. 87, 1955, № 27, р. 543.
768. А. А. Б а ба ко в. Нержавеющие стали — свойства и химическая стойкость
в различных агрессивных средах: Серия «Коррозия в химических производствах и crIO-
собы защиты», вып. 8, Госхимиздат, 1956.

674
ЛИТЕРАТУРА
769. К. А. Малы шев, Н. А. Б ор один а и В. A. М и р м ель штейн. Физика
металлов и металловедение, т. 2, 1956, вып. 2, стр. 277. См. также В. Н. Гp иди ев,
В. Т. Ч е р е п и н и Н. Ф. Ч е р н ен ко. Металловедение и обработка металлов, ¹ 5,
1957, стр. 7.
770. К. B u n g a r d t. ChemieËng.â€” Technik, Bd. 28, 1956, № 3, S. 214.
771. Г. Ф. М о р е н к о. Сталь, № 2, 1954, стр. 176.
772. Г. Ч и т х е м. Проблемы современной металлургии, № 1 (25), 1956, стр. 107;
Д. И. Б е р еж к о в с к и й. Обзор по ковке и штамповке жаропрочных сплавов, Ме-
талловедение и обработка металлов, 8, 1957, стр. 51 — 61.
773. О. А. М и х а й л о в. Производство электростали с применением кислорода,
Металлургиздат, 1954.
774. В. И. П р о с в и р и н, Н. С. К р е щ а н о в с к ы й и P. П. 3 а л е т а е в. Воп-
росы металловедения аустенитных сталей, Труды ЦНИИТМАШ, кн. 52, Машгиз, 1952,
стр. 160.
775. Н. П. 5Кет в и н, П. А. П р о ко по в и ч, E. М. Ко н цев а я и Б. С. Б ру-
с и л о в с к и й. Сталь, Я 8, 1952, стр. 723.
776. Металловедение и обработка металлов, № 5, 1956, стр. 55. Об~ор зарубежной
литературы по влиянию газовых сред при высоких температурах на коррозию спла-
вов, составлен С. Т. Веденкиным и Е. Л. Казимировской.
777. С. П. Г в о з д о в. Труды Ленинградского политехнического института, Я 180,
1955, стр. 129 и 143.
778. Н. Я,. Т о м а ш о в. Теория коррозии металлов, Металлургиздат, 1952; Теория
коррозии металлов и пути разработки коррозионноустойчивых сплавов. Труды 5-го
Всесоюзного совещания по коррозии и защите металлических изделий, Изд. АН СССР,
1956, стр. 17.
779. П. Д. Данков, Д. В. Игнатов и Н. А. Шишаков. Электронографиче-
ские исследования окисных и гидроокисных пленок на металлах. Изд. АН СССР, 1953.
780. Б. В. Э р ш л е р. Труды второй конференции по коррозии металлов, т. II,
Изд. АН СССР, 1943, стр. 52.
781. Г. Б. Кл à р к и Г. В. А к и м о в. Исследования по коррозии металлов (3),
Труды института физической химии, вып. 1Ч, Изд. АН СССР, 1952; Г. В. А к и м о в.
Исследования по нержавеющим сталям, труды коррозионной комиссии, вып. 2, Изд.
АН СССР, 1956, стр. 11.
782. А. И. Ш ул т и н. ~КПХ, т. 29, 1956, вып. 2, стр. 217; вып. 3, стр. 369.
783. Л. А. Г л и к м а н. Коррозионно-механическая прочность металлов, Маш-
гиз, 1955.
784. Э. Г. Д ум лер. Сталь, № 6, 1950, стр. 542.
785. В. И. П росв и р ин и И. А. С аве р)и н а. Вопросы металловедвния аустенит'-
ных сгалей, Труды ЦНИИТМАШ, кн. 52, Машгиз, 1952, стр. 39; сб. «Металловедение
и термическая обработка», вып. 1, Металлургиздат, 1954, стр. 134
786. П. А. М а л а х ов. Сталь, М 6, 1952, стр. 560.
787. P. А. J а с q uet. Mecanic (франц.), № 9, 1954, P. Ж. Металлургия, реф.№
796.
788. В. К. Цели к о в и А. Т. Н естер ен к о. Сталь, ¹ 9, 1950, стр. 824.
789. Н. Н. U h l i g. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 30, 1942, р. 947.
790. Б. И. Медов а р. Сварка хромоникелевых аустенитных сталей, Машгиз, 1954.
791. R. Fr à n ks, W. О. В in der à. J. Thîm р sîn. Trans. Am. Soc. Metals,
v. 47, 1955, р. 231.
792. Е. И. А ст р о в. Металловедение и обработка металлов, № 1, 1957, стр. 30.
793. R. А. Lu 1 а, А. J. Len à à. G. С. К1е f e r. Trans. Am. Soc. Metals, v. 46,
1954, р. 197.
794. И. А. Лев и~н, А. А. Б а бко в,и 3. В. Л ют ов а. Вестник )инженеров и тех-
ников, № 2, 1950, стр. 66; И. А. Л ев и н. Исследования по коррозии металлов, вып. !,
изд. АН СССР, 1951, стр. 166; И. А. Л е в и н и С. А. Г и н ц б е р r. Там же, стр. 195.
795. Я. М. Б о к ш и ц к и й. Сталь, № 12, 1955, стр. 1099; W. C r à f t s à. H. P.
R à s sb а сh. Journ. of Metals, v. 4, 1952, № 1, р. 20.
796. А. М. Самарин и А. А. Яскевич. Изв. АН СССР, ОТН, № 10, 1955,
стр. 107.
797. В. Ф. М а л ь ц е в и В. Я. С ы ч. Сталь, № 5, 1954, стр. 447.
798. К. В u n g à r d t u. G. L en и à r tz. Arch. Eisentuttenw., Bd. 27, 1956,
Щ 2, S. 127.
799. М. Б. Шапиро и Г. Л. Шварц. Сталь, № 5, 1954, стр. 449.
800. G. L i l l i ekvi s t u S. Н à n sen. Acciaio inossidabile, т. 22, 1955, № 4,
стр. 121.
801. Б. И. М е д о в а р и Н. А. Л à í r е р. Сталь, № 5, 1954, стр. 452.
802. E. H o u d r e m o n t ц. W. T o f a u t e. Stahl u. Eisen, Hd. 72, 1952, М 10, S. Ь39 '
803. А. А. Б а б а ко в. Сталь, № 1, 1952, стр. 76.
804. Г. В. А к и м о в. Изв. АН СССР, ОХН, № 1, 1951, стр. 13.

ЛИТЕРАТУРА
675
805. S. Н e i s k а и e n. Jernkontorets ann., т. 139, 1955, № 6, стр. 361.
806. В. К. Ц е л и к о в. Сталь, ¹ 12, 1951, стр. 1109.
807. А. Е. N e h r е и b е г g, P. P а у s о и à. P. L i 11 у s. Trans. Am. Soc. Metals,
ч. 47, 1955, р. 785.
808. Н. О. Wi l m s. Draht, Bd 5, 1954, № 9, S. 335.
809. А. L. F e i l d. Steel, v. 134, 1954, № 26, р. 100; v. 135, 1954, № 1, р. 66.
810. К. В ц и g à r d t. Stahl u. Eisen, Bd. 75, 1955, № 21, S. 1383.
811. Е. И. А ст р о в. Сталь, № 7, 1953, стр. 632.
812. Р. П. Р а д ч е н к о. Сталь, ]ф 5, 1956, стр. 450.
813. Е. И. Ас т р о в. Сталь .' 7, 1956, стр. 651.
814. Н. Th i e l s c h. Welding Journ. ч. 34, 1955, № 1, р. 22 — S.
815. Т. М. Слуцк а я и С. М. Гу р ев и ч. Автоматическая сварка, Я 3, 1955,
стр. 51.
816. Н. Т. К а с у м — 3 а д е. Труды ВНИТОМ, т. II, 1954, стр. 147.
817. В. С. М е с ь к и н. Сталь, Я 8, 1956, стр. 727.
818. F. К. N à u m à и и, Stahl ц. Eisen, Bd. 57, 1937, S. 889; Bd. 58, 1938, S. 1239.
819. О. P u ch n e r. Skoda-Mitteil. № 5, 1940, S. 155; М 1, 1941, S. 23; Коггоз. и.
Metallschutz, Bd. 19, 1943, S. 50.
820. G. А. N е1s оп а. Я. Т. Е f f i n ger. Welding Journ.v..34, 1955, №1, р. 12 — S;
также G. Л. N е1s о п. Trans. Am. Soc. Mech. Engs., ч. 73, 1951, р. 205.
821. I. С1à s s. Werkstoffe ц. Коггояоп, Bd. 5, 1954, № 8 — 9, S. 281.
822. J. К. Н u m à. N. J. G r а п t. Trans. Am. Soc. Metals, v. 45, 1953, р. 105.
823. К. В ц и g a r d t ц. Н. S усh r оч sky. Stahl u. Eisen, Bd. 75, 1955, №1, S.25.
824. Е. В а е r1есkвп u. W. Н i r sch. Stahl ц. Eisen, Вd. 75, 1955, №9, S.570.
825. В. И. П р о с в и р и и, H. C. К р е щ а н о в с к и й и P. П. 3 а л е т а е в à. Во-
просы металловедения аусте~~итных сталей, Труды ЦНИИТМАШ, кн. 52, Машгиз,
1952, стр. 86.
826. Н. Z sch okke. Brown Boveri Mitteil., Bd. 40, 1953, № 5 — 6, S. 199.
827. М. В. П р ид а н це в и Г. В. Э стул и н. Заводская лаборатория, т. 21, 1955,
№ 6, стр. 718.
828. Л. П. Н и к и т и н а. Вопросы металловедения котлотурбинных материалов,
Труды ЦНИИТМАШ, кн. 71, Машгиз, 1955, стр. 38.
829. Д ж е ф ф р и с и А р ч е р. Металловедеиие, переработанный русский перевод
Н. Ф. Болховитинова, Промиздат, 1927.
830. К. L. Огг, О. D. S herby à. J. Е. D î r n. Trans. Am. Soc. Metals, v. 46,
1954, р. 113.
831. W. А. Woî d à. W. А. Я а сh i n ger. Journ. Inst. Metals, v. 76, pt. 3,
1949, р. 237.
332. А. P. Gree no u gh. Philos. Magazine, v. 43, 1952, № 345, р. 1075.
833. В. И. Даниловская, Г. М. Иванова и Ю. Н. Работнов. Изв. АН
СССР, ОТН, № 5, 1955, стр. 102.
834. Т. Н. Н аг l et t а. Е. P. P arker. Trans. Amer. Soc. Metals, v. 46,
1954, р. 701.
835. Г. В. Курдю м о в и Н. Т. Т р а в и н а. Сб. «Проблемы металловедения и
физики металлов», М 4, Металлургиздат, 1955, стр. 402. О составе фаз в системе
Ni — Cr — Ti — Аl см. также Л. T a y l o r. Journ. of Metals, v. 8, 1956, № 10,
pt. 2. р. 1И~6.
836. И. И. К о р н и л о в и В. В. К о с м о д е м ь я н с к и й. Изв. АН СССР, 9TH,
№ 2, 1955, стр. 90.
837. А. А. Бочвар, 3. А. Свидерская и Л. М. Кычакова. Изв. АН СССР,
ОТН, № 2, 1954, стр. 46.
838. Обзор в журнале «Сталь», № 9, 1956, стр. 858 и 854; см. также O. Win k-
ler. Zeitschr. f. Metallk., Bd. 47, 1956, № 3, S. 133; А. М. С а м а р ин, JI. M. Н о-
в и к, Н. И. Г о н ч а р е н к о и А. Ф. Т р е г у б е н к о. Сталь, № 8, 1956, стр. 700 и др.
839. В. И. Просвирин, Н. С. Кретановский и Э. С. Гинцбург. Во-
просы металловедения аустенитных сталей, Труды ЦНИИТМАШ, кн. 52, Машгиз,
1952, стр. 185.
840. А. M. Б о р з д ы к а. Проблемы прочности при высоких температурах. Сб.
Лонитомаш, кн. 18, 1950, стр. 11.
841. Н. J. B eat tie à. F. L. Ver Snyder. Trans. Amer. Soc. Metals, ч. 45,
1953, р. 397.
842. А. П. С им аковский. Металловедение и обработка металлов, № 3, 1955,
стр. 32.
843. W. Н atf i el d. Journ. Iron Steel Inst., ч. 115, ч. I, 1927, р. 483.
844. А. S. В r à su и à s, J. Т. G o w а. О. Е. H а г d er. Proc. Amer. Soc. Test. Mater.
ч. 46, 1946, р. 870.
845. E. С. Я î b ег t s, N. J. G r а и t а. М. К î he n Trans. Am. Soc. Metals„v. 47,
1955, р. 650.

676
ЛИТЕРАТУРА
846. Е. И. Ур ю п,и н а. Металловедение и обработка металлов, № 3, 1956, стр. 52.
847. А. Т h u m u. К. g i c h à r d. Schweiz. Arch. angew. Wissensch. u. Technik,
Bd. 19, 1953, № 8. S. 236. Реферат № 2569. P. 7К. Металлургия, № 3, 1956.
848. П. Б. М их а йл ов-Ми х еев. Тепловая хрупкость ~али, Машгиз, 1956.
849. В. 3. Це йтл~и н и М. А, Ф ил а т ов а. Металловедение и обработка метал-
лов, № 1, 1956, cvp. 12.
850. М. N. О г n i t z а. Я. Н. Е и g1i s h. Iron Steel Engr., ч. 30, 1953, № 2, р. 102.
851. W. О. В i n der а. Н. Я,. S р end e low. Trans. Amer. Soc. Metals, ч. 43, 1951,
р. 759.
852. А. М. Б о~рвдык а и К. А. Л ан ск а я. Труды Московского инсгитута ста-
ли, ¹ 18, 1941, с'рр. 241.
853. Н. С. Ча n N e ss а. В. F. D o d g e. Chem. Engnrg. Progr., ч. 51, 1955, № б,
р. 266; см. такжеСЬ&lt; п. E g. Ne s, ч. 0, 19 2, р. 29
854. Н. С. Алферова и А. А. Сазонова. Сталь, Ne 7, 1954, стр. 624; В. С.
Култыгин, М. И. Ви~ноград, М. А. Любинская и П. Д. Воронин. Сталь,
№ 8, 1954, сгр. 730.
855. Н. С. Ал ф еров а. Сталь, № 4, 1951, стр. 357.
856. В. И. П р о с в и р и ~н. Сталь, № 9, 1953, стр. 825.
857. D. S. В 1 u m à. N. J. G r à n t. Journ. of Metals, ч. 5, 1953, № 1, р. 88; см. также
Journ. Applied Phys. v. 24, 1953, № 9, р. 1322.
858. М. Л. Б ер н штейн и Г. В. Эстулин. Труды ВНИТОМ, т. II, 1954,
cap. 163.
859. Л. Я. Л и б е1р м ан. Эне1ргомашиноспроеяие, № 4, 1956, сто. 26.
860. Л. П. Н~икитин а, С. И. Матв еев, Г. П. Ф едорцо в-Л утико в и др.
Вопросы металловедения котлотурбинных материалов, Труды ЦНИИТМАШ, кн. 71,
Машпиз, 1955, стр. 122, 139 и 149.
861. W. Go e d ecke. Werkst. u. corrosion, Bd. 5, 1954, № 12, S. 488.
862. Н. О. В е а ч е r а. В. Т. L à и р h i е г. Mater. à. Methods, v. 43, 1956, № 2, р. 96.
863. В. П. Б атр аков и Г. В. Ак и мов. Исследования по нержавеющим ста-
лям. Труды коррозионной комиссии, вып. 2, Изд. АН СССР, 1956, стр. 22; ДАН СССР,
т. 89, 1953, № 2, стр. 321; В. П. Б а т р а к~о в, там же, т. %, 19М, № 1, стр. 97.
864. С. М. Б а би ц к а я и Х. Л. U, åйтл и н. Исследования по нержавеющим ста-
лям, Труды коррозионной комиссии, вып. 2, Изд. АН СССР, 1956, стр. 69.
865. Н. Д. То м а ш о в и Г. П. Ч е р н ов а. ДАН СССР, т. 98, 1954, № 3, стр. 435.
866. Н. Д. Том а ш ов и Т. В. М а тв е е в а. Исследования по нержавеющим ста-
лям, Труды коррозионной комиссви, вып. 2, Изд. АН СССР, 1956, стр. 26.
867. А. Н. Ф~румкин, В. С. Ба гациский, 3. А. Иофа и Б. Н. Кабанов.
Кинетика электродных процессов, Изд. МГУ, 1952.
868. А. А. В а б а ко в. Исследования по нержавеющим сталям. Труды коррози-
онной комиссии, вып. 2, Изд. АН СССР, 1956, с~р. 114.
869. Н. Д. Томаипов, Г. П. Синельщикова (Чернова) и М. А. Веде-
н е е в а. ЖФХ, т. 23, 1949, № 3, стр. 289; Н. Д. Т о м а ш о в. ДАН СССР, т. 88, 1953,
№ 6, стр. 1023.
870. Н. Д. Том ашов и Г. П. Ч е,р нов а. Исследования по нержавеющим ста-
лям. Труды ко~рровиоеной комиссии, вып. 2, Изд. АН СССР, 1956, стр. 135; Труды 5-ро
Всесоюзного совещания по коррозии и защите мегаллов, Изд. АН СССР, 1956, стр. 68.
,871. Е. Н еу и а. О. В à и е г. Journ. Iron Steel Inst., pt. 1, 1909, р. 109; Е. Не уп.
Die Theoric der Eisen — gohlenstoff — Legierungen, изд. Springer, Берлин, 1924, $. 49.
872. В. В. Андр еев а и А. И. Глухов а. Труды 5-го Всесоюзного ~в~ания по
коррозии и защите металлов, изд. AH СССР, 1956, барр. 150.
873. Я. А. L ц l а à. W. G. P е и s h à w. Metal Progress, v. 69, 1956, №2, р.73; см.
также Steel Processing ч. 42, 1956, № 1, р. 42.
874. А. А. Б а баков. Сталь, № 5, 1945, стр. 189.
875. Г. В. А к и м о в, В. В. А н д р е е в à H Т. П. С т е п а н о в а. Исследования
по нержавеющим сталям, Труды коррозионной комиссии, вып. 2, Изд. АН СССР,
1956, стр. 92.
876. Ю. А. Н ехендз и. Сталь, № 8 — 9, 1938, стр. 60.
877. Metal Progress, v. 68, 1955, № 2 — А, р. 37.
878. А. J. L е и à, Iron Age, v. 174, 1954, № 23, р. 113.
879. Я,. А. Lu1 а, W. G. P en sh a w à. J. В. H i 1 l. Iron Age, ч. 176, 1955, № 10,
р. 74.
880. Д~иакуссия по методам оценки склонности стали к межкристаллитной коррозии.
Заводская лаборатория, № 5, 1955, cap. 545; № 8, 1955, mp. 922; № 11, 1955, стр. 1314.
881. И. А. Л евин. Исследования по нержавеющим сталям, Труды корроаионной
комиосии, вып. 2, Изд. АН СССР, 1956, стр. 34.
882. И. А. Левин. ДАН СССР, т. 83, 1952, № 5, стр. 701.
883. Ч. Я. Кr;»b о 1& t; а. Я. А. Р К оl и. Тга з. Ап1 г. $ с. Ме1а з № 3, 19
р. 637.

ЛИТЕРАТУРА
677
S84. А. II. Гуля ев и И. В. Чер н е1нко. Металловедение и обработка метал-
лов, № 5, 1957, сгр. 1.
885. В. К. Ц ел ик ов и С. Я. Си гол а ев. Сталь, № 3, 1950, стр. 282.
886. А. В. Т р е т ь я ков. Металловедение и обработка ~метал~в, № 4, 1956,
стр. 56.
887. V. N. Кriчо Ь îk а. С. Р. М а у и е. Amer. Mach., v. 99, 1955, № 22, р. 152;
Metalw. Product., ч. 99, 1955, № 52; см. также Металловедение и обработка метал-
лов, № 9, 1956, р. 57.
888. М. Я. Д з у г ут о в. Бюллетень UHHH ЧМ, № 5, (145), 1950, erp. 9.
889. Н. С. А л ф е р ов а. Сталь, № 10, 1948, стр. 911.
890. М. И. В и í огр а д. Сталь, № 5, 1948, стр. 434.
891. J. S m i th а. К. W. В о we n. Journ. Iron Steel Isnt., ч. 158, 1948, р. 295.
892. Н. J. С оо р ег à. N. S. М о t t. Mach. Design, ч. 27, 1955, № 6, р. 209; см
также Mater. à. Methods, ч. 31, 1950, № 1, р. 70; ч. 42, 1955, № 2, р. 144; Iron Age,
ч. 171, 1953, Ма 25, р. 149.
893. J. Z. В ri g gs. Industr. à. Enyo. Chem., v. 47, 1955, № 8, р. 1513.
894. Technica (нем.}. Bd. 4, 1955, № 25, S. 1269.
895. D. J. С à r n е у. Blast Furnace à. Steel Plant, ч. 43, 1955, № 12, р. 1377.
896. J. 1. Eve rh à r t. Mater. à. Methods, ч. 39, 1954, № 3, р. 92.
897. Доклады на совещании в Институте металлургии АН СССР по применени1о
вакуума в черной металлурги1и. Сталь, № 7, 1956, стр. 661.
898. М. Л. К о р о л е в. Сборник статей Всеооюз1ного заочного политехнического ин-
ститута, вып. 7, 1954, стр. 3.
899. Н. О. В е а v e r. Metal Progress, v. 66, 1954, № 4, р. 115.
900. J. W. S à n d s а. О. О. М i i l~ r. Mater. à. Methods, ч. 43, 1956, № 3, р. 94;
см. также К. J. I ãvi и е. Aircraft Production, ч. 18, 1956, № 3, р. 84.
9О1. Б. Е. Сом ин и U,. М. С а х нов ич. Труды НИИ, вып. 19, 1956.
902. М. Я. Дз угу то в. Сталь, № Ь, 1950, стр. 454.
903. И. Г. P я в к и н. Автореферат диссертации, ЛПИ, 1956; Материалы конфе-
рвнции по закалке в горячих средах, Ярославль, 1957, стр. 250; См. также А. П. Гу-
ля ев и К. А. М ал и ня н а. Металловедения и обработка металлов, № 12, 1956, cTð. 2.
904. С. Г. Ко оп. Термическая обработка быстрорежущих сталей, перев. с англий-
ского, Металлургиздат, 1956.
905. В. С. М ес ьк и н. Сталь, № 5, 1947, стр. 429.
906. P. G o r d î n, N. C î h e n а. Я. S. P o s e. Trans. Am. Soc. Metals, ч. 31, 19И,
р. 161; А. П. Гул я ев и К. А. Мал и н и н а. Металловедение я обр,аботка металлов,
№ 12, 1956, стр. 2.
907. W. J. Н а г г i s а. М. С o h e n. Metals Technol., ч. 15, 1948, Ко 6; М. С o h e n.
Trans. Am. Soc. Metals, ч. 41, 1949.
908. В. Д. С а довск~и й ~и Г. Н. Бо г а ч ев а. ДАН СССР, т. 83, 1952, № 2,
стр. 221.
909. С. 3. Б окште йн, С. Т. Кишки н, Л. М. Мор о}з и Т. И. Гудков а
ДАН СССР, т. 102, 1955, № 1, стр. 73.
910. Справочник по чер|ным металлам, перев. с нем., ГНТИ Украины, 1934.
911. А. С. Мойсеен ко. Механичесже свойства изотермически закаленной ста-
ли, Машгез, 1956.
912. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна, справочник под
оед. H. Т. Гудцова, М. Л. Бернштейна и А. Г. Ра~хшпадта, Металлургяздат, 1956.
913. М. П. Бр а ун, Г. Л. Кур укли с и М. Т. Д уорд о. Модифицированная
быстрорежущая сталь, Машпиз, 1956.
914. J. В. M cAnd rew а. H. D. Ке з я1е г. Journ. of Metals, ч. 8, 1,956, № 10,
pt. 2, р. 1348.
915. К. В и и g à r d t u P. О р р е и h e i m. Stahl u. Eisen, Bd 76, 1956, № 11, $. 669
и дискуссия.
916. М. В. Пр и д а 1н ц е в. Сталь, № 11, 1957, стр. 1006.
917. Материалы научно-технической конференции по проблемам закалки в горя-
mx средах и промежуточному превращению- ауствнита, Ярославль, 1957.

СОДЕ РЖАН ИЕ
1.,'ЖЕЛЕЗО
18
26
Ш. ОСОБЕННОСТИ ФАЗ, ОБРАЗУЕМЫХ ЛЕГИРУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ В jKE-
ЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
40
53
54
63
° ° ° ° ° ° ° ° °
° ° ° ° ° ° °
связью
° ° ° ° ° ° °
между
° ° ° ° ° ° ° ° °
75
77
77
81
85
85
91
П редисловие
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
ведение ............."""" ° -.-"""""""""""""""""
В
. Строение и свойства железа .......... ° .. ° ..°....°...... ° °..... ° ..°.... ° . ° . ° .. ° . ° .
1.
2. Современные промышленные сорта железа .........................°... ° °... ° .
II. О ВИДАХ И ПРОЧНОСТИ МЕ~КАТОМНОИ СВЯЗИ В )КЕЛЕЗЕ
И ЕГО СПЛАВАХ
1. Твердые растворы, и сверхструктуры в железных сплавах
2. Химерические соединения в легированной стали
А. Химические соединения с преобладающей металлической
Б. Неметаллические фазы
° ° ° ° ° ° а ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
3. О распределении легирующих элементов между фазами и
зерном и межкристаллитным слоем
IV. ВЛИЯНИГ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ
ПРОЦЕССЫ, СОВЕРШАЮЩИЕСЯ В СТАЛИ И В СПЕЦИАЛЬНЫХ
)КЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ
1
, Влияние легирующих элементов на содержание углерода в эвтектоиде.
Првнц~нпы классификации легированной стали
2. Влияние легирующих элементов на критические точки железа и стали
А. Влияние легирующих элементов на превращения в твердых раство-
р ах железа
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° а ° ° ° ° ° ° °
Б. Влияние легирующих элементов на кр~итические точки стали
3. Влияние легирующих элементов на процессы, совершающиеся в стали
и ри перегреве
е ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° е ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° е ° ° ° ° ° е ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° Е ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
А. Последствия перегрева и их влияние на свойства стали
Б. Влияние легирующих элементов на йоследсувия перегрева и пред-
положсния о природе этого влияния
4. Влияние лепирующих элементов на превращения переохлажденного
ауст
устенита
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° р ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
А. Влияние элементов на превращвния переохлажденного аус~'енята
'ТР тъ
на С-кривую)
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ~
Б. Влияние элементов на мартенситное превращение и количество
остаточного аустенита
5. Влияние легирующих элементов на прокаливаемость и закаливаемость
с тали "."".-.
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
А. Влиявие легирующих элементов на закаливаемость стали
Б. Количественная характеристика и критерии прокаливаемости
В. Важнейшие современные методы олределения прокаливаемоспи
с тали -"." ° ° -""""--. ° "" ° .-.. ° ° -"...-. ° ° ° ° --"." .."..." °" ° -"- ° ".
Г. Влияяие легирующкх элементов и других факторов на прокаливае-
м сть ст
ость
сть стали
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
Д. Влияние бора на прокалнваемость стали
6. Влияние легырующих элементов на процвосы, совершающиеся в зака-
ленной стали при отпуске
А. Влияние элементов на разложен~ие мартенсита
100
100
120
133
134
141
145
156
165
168
169

679
СОДЕР)КАНИС
182
186
189
7.
347
351
360
360
363
1.
2.
3.
371
373
373
378
382
388
требуемые от ин-
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
важнейшие
овойст(в а,
1.
2.
3.
397
398
определя
ющие
в и(нсч~р уме(нталь-
° ° ° ° е ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° В
углар(ода
410
Б. Влияние элементов на превращение остаточного аустен(ита
В. Дополнительные процессы при отпуске закаленной легированной
С тали
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ф ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
Роль легирующих элементов (в процессах лис(персионного твердения
ж елез(ных сплавов " """""--.--.".-".- -.-"""--"
V ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОИ УЛУЧШАЕМОИ СТАЛИ
as
1. Основные характеристики конструкцион(нои стали
2. Роль физических факторов в сопротивлении стали пластической дефор-
м ации и разрушению
3. Роль легирующих элементо(в,в кс((нструкционной стали .-..........-.-"".
А. Роль легированного феррита
Б. Влияние легируюш~их элементов на механические свойства конструк-
цион~ной стали при полной прокаливаемости .........".......
В. Механические свойства легированной конструкционной стали при
неполной п(р окали(ваемости
4. Аномалии изменения ударной вязкости и пластичности при от(пуске
к
as
онструкционнои стали
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
А. Необратимая хрупкость при отпуске
Б. Частные аномали(и изменения ударной вязкости при от~пуске
В. Обратимая хрупкость при отпуске (отпускная хрупкость)
Г. Предположения о природе обратимой и ~необрат(имой отпускной
х р упрости
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° Э ° ° °
О
'ls
бр ат(им ая хр упкость
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
Н еобратимая хрупкость
5. Механические свойства ко(нструкционной стали при низких темпера-
т урах .... ° .......... ° ...... ° ° ............................................. ° ......
6. Анизотропность cBQHQTiB легированной конструкционной стали
7. Флокены в легированной конструкционной стали .-.""".-"""" ---- ".
А. О природе флокенов и механизме их образованиия в стали
Б. Роль легирующих элементов в процессах флокенообразования
(В стали
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ф ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
В. Основные пути ~предотвращения образованиия флокенов в стали
8. Некоторые пути получения высокопрочной конструкционной стали ."".
А. Закалка с низким отпуском
Б. Средний отпуск (и изотермическая закалка
В. Наклеп
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° В ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
Г. Дисперсионное твердение
9. Современные тенденции в области пегирования конструкционной улуч-
ш аемой стали
° ° ° ° ° ° ° Э ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
VI. ЛЕГИРОВАНИЕ КОНСТРУКЦИОННОЙ ЦЕМЕНТУЕМОИ СТАЛИ
1. Требования, предъявляемые к цементуемой стали
2. Роль и влияние легирующих элементов и углерода ia цементуемой стали
3. Современные тенденции в области легирования конструкционной це-
as
м ентуемои стали
° ° ° ° ° ° ° ° °
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
1
А. Среднепрочные цементуемые стали
Б. Высокопрочные цементуемые стали
Ъ'П. НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ ПОВЫШЕННОИ ПРОЧНОСТИ
Основные требования, предъявляемые к низколегированной стали по-
° У
( вышен,но и прочности .....°..................
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° e ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
Влияние элементов на основные свойства низколегированной стали .".
А. Влияние легирования на меха(н(ические свойспва ....... -........ ° .. °
Б. Влияние легирования на стойкость против атмосферной коррозии
В. Влияние легирован~ия на свариваемость
Основные тенденции в области разработки низколегированных сталей
п
М
овышен(нои проч(ности
VIII. ЛЕГИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОИ СТАЛИ
Важнейшие служебные и тех(нологические
° У
струментальных сталеи
Физико-химические факторы и процессы,
свойспва инструментальных сталей
Роль и влияние лепирующих элементо(в и
1 ных сталях
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
201
209
226
227
240
246
255
256
259
260
271
271
281
285
292
309
301
310
314
316
317
322
326
328
330

СОДЕРЖАНИЕ
680
А. Режущие углеродисже и легированные стали .................... 410
Б.
. Быстрорежущие стали 425
Фазовый состав и структура быстрорежущей стали .................... 425
Роль основных легирующих элементов и углерода в обеспечении
° э ° э
служебных своисвв быстрорежущеи стали ................................ 440
Влияние основных элементов на важнейшие технологические свой-
° э
ства быстрорежущеи стали .................................................. 448
Основ)ные особенностя термической обр аботки быстрорежущей
с тали
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° Ъ ° б ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
451
Механизм влияния элементов в быстро1режущей стали и тенденции
в области ее легирования ...................................... 459
В. Штамповые стали для холодво~го деформирова~ния ................ 473
Г. Штамповые стали для горячего деформ~ирования .................. 480
Д. Стали для измерительных инструментов .......................... 491
IX. ЛЕГИРОВАНИЕ ЖАРОУПОРНОЙ И ТЕПЛОУСТОЙЧИВОЙ СТАЛИ
Х. ЛЕГИРОВАНИЕ НЕРЖАВЕЮЩЕЙ И КИСЛОТОСТОЙКОЙ СТАЛИ
1. Основные пр~инцвпы соэда~ния )коррозионностойких сталей и сплавов 589'
2. Роль и лияние леги~рующих элементов и углерода в,нержавеющих и
v
ки'слот оиких сталях ........................................................ 600
А. Роль легирования в,повышении общей коррозионной стойкоспи ...... 6o0
Ф ерритно-мартенситные стали .............................................. 60O
Аустенитные и аустенитно-ферритные стали .............................. 604
B. Межкристаллитная коррозия нержавеющих и кислотостойких сталей 614
Псновные я~аления и фактические данные................... 614
Предположения о природе межкристаллитной коррозии ... 621
В Влияние легирования и других фа~кторов на механические свойс1ва
нержавеющих и,кислотост)ойких сталей .................................... 628
Ферритно-мартенси пные стали .............................................. 628
А устекипные стали 639
Г. Легирование нержавеющих и яислотостой~ких сталей с целью улуч-
шеняя технологических свойств ".""-...""............................... 647
Лит
~тат
итература 653
. Основные характеристики -...."""............................................ 495
1.
2. Роль легирующих элементов 1в жароупорных и теплоустойчи~вых сталях 501
А. Роль легирования и других факторов в повышении жаропрочности
° У
и теплоустоичивости стали .................................................... 502
0 бщие положения .......................................................... 502
Металлы (основа сплава) и однофазные сплавы .........".............
Гетерогенные спла)вы ."............................................ 515
Упрочнение теплоустойчивых и жаропрочных сталей ."""- .
В. Роль легирования а других факторов в повышении жаропрочности
(окалиностойкости) стали ...................................................... 623
О бщие положения ..................................................... 523
Влияние легирующих элементов и,при~месей
3. Оонов1ные типы теплоустойчивых и жароупорных сталей и сплавов и их
М
важнеишие особенности --."-..."".-.--"."."......................... @
А. Перлитные и ферритно-,мартенситные теплоустойчивые стали ...... 634
П ерлитные стали ................................................................ 534
Ферритно-мартенситные стали ................................................ 541
Б. Аустенитные жароупорные стали .................................. 549
Основа и дополнительное легирование ...... ° -. °...... ° ° . °.... ° . ° 54~
Важнейшие недостачами аустенитных жароупорных сталей ........ 554
Примеры аустенитных жароупор1ных сталей ...."......"............... 566
B. Жароупорные сплавы на основе никеля и кобальта .............. 571
Г. Жароупорные сплавы н1а основе тугоплавких металлы и специаль-
н ые Мб аб б
м"-тер Н~&g ; l ; ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° °
4. Стали, устойчивые против воздействия водорода при высоких давле-
t u
ни
иях и тем,пер атурах
° ° ° ° ° °
° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° р ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° ° е 579

ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Азот, влияние на механические свойства
высокохромистых сталей, 638
Анизотропность, 14
— влияние среды 296, 297
— коэффициент анизотропности 292
— степень уковки 292
Анормальная структура 347
— — причины получения 352
Атом, строение 28
Атомный радиус 55, 58
Аустенит 40
— влияние углерода на устойчивость
аустенита в доэвтектоидной и заэв-
тектоидной стали 112, 113
— — температуры закалки 1на количе-
ство остаточного аустенита 132
— — легирующих элементов на кинети-
к'у разложения 100
— вторичное зерно 89
— диаграмма изотермического превра-
щения 107
— обогащение углеродом при изотер-
мичмкой закалке 107
— первичное зерно 89
— аерлитное разложение 101
— разложение в промежуточной области
С-образ.ной кр1ивой 105, 116
— стабилизация 121, 457
— тем1пература рек1ристаллизации 87
— факторы, влияющие на кинетику прев-
ращения переохлажденного аустени-
та 108
Бертоллиды 39
Бор, влияние на прокаливаемость 166
— — — жаропрочность 516
— — — механизм превращения ч — ~-~
167
— — — механические свойства кон-
струкционных сталей 345
— вводимое количество и состав лига-
тур 342
Быстрорежущая сталь
— — диаграмма равновесия Fe — Сг—
W — С 427
— — влияние легирующих элемвнтов на
рост зерна 448
— — — вольфрама на свойства 459
1Быстрорежущая сталь, влияние
— — — ванадия на свойства 460
— — — хрома на свойства 462
— — — молибдена на свойства 463
— — — титана, никеля, ниобия и др. ле-
гирующих элементов на свойства 471,
472
— — выбор температуры закали;и и про-
должительности выдержки 451, 452
— — влияние легирующих элементов на
деформацию при закалке 449
— — износостойкость 447
— — изотермическая закалка 453
— — — — структура и твердость 455
— — карбидная неоднородность и кар-
бидный балл 436, 437
— — ковка 438
— — красностойкость 445
— — кривая изотермического превраще-
ния аустенита 454
— вЂ обработ холодом 457
— — «отпускная хрупкость» 458
— — превр,ащения при отпуске 455
— — прочность при отпуске 446
— — процессы кристаллизации при ох-
лаждении 428, 430, 431
— — — протекающие при отпуске 444
— — распределение легирующих элемен-
тов между карбидной и мартенситной
фазами 441
— — структура 430, 433
— — стабилизация остаточного аустени-
та 457
— — стабильные карбиды, влияние на
свойства 434
— — ступенчатая закалка 453
— — упрочнение мартенсита 441, 442,
443
— — фазовый состав 426, 426, 461
— — химический состав 425
— — явление «порчи», причины ее 458
1
В
Валентность 29
Возврат свойств 12, 193
Водородная коррозия стали 580
— — — химическое действие водорода
581, 582
Вольфрам, влияние на отпускную хруп-
кость 278

ПРеДМеТНЫЙ УКАЗАТеЛь
682
Г
Влияние углерода на растворимость ле-
гирующих элементов в y-Fe 81
— положение м а~ртенсит1ной то юки
количество остаточного аустенита 129
— легирующих элементов на скорость
превращения 109
— — — — степень обогащения аустени-
па углеродом 117
Вторичная твердость 177
Гистерезис тепловой 16
Гетерогенные сплавы 515
Горячие трещины 387
Горофильные элементы 72
Горофобные элементы 72
Гомеополярная химическая связь 26
Гомологическая температура 502
Граница зерна 72
° — — влияние легирующих элементов ыа
состав и структуру 235
Графитизация 61
— в перлитных теплоустойчивых ста-
лях 535
Дальтониды 39
Деформация 10, 13
— пластическая 210
— — характер происходящих процессов
214
— — при высокой температуре 503
— роль межкристаллитного слоя при
разрушении 218
— а-железа 218
— .влияние скорости 222
— стали при закалке 406
— влияние температуры закалки 408
— легированной инструментальной ста-
ли 424
Деформируемость жароупорной стали
565
— нержавеющей и кислотостойкой ау-
стенитной стали б47, 648
— влияние количества ~-фазы 648
,И;екремент затухания 541
Диаграмма истинных напряжений 228
— изотермического превращения аусте-
нита 107
— структурной неоднородности 208
Длительная прочность 497
— — влияние высокой температуры 504
Диполи 27
Дробеструйный наклеп цементированного
слоя 357
Дисперсионное пвердение 9, 60, 189
— — влияние на свойства 190, 191
— — — температуры 193
— — — растворимости легирующих эле-
ментов 196, 198, 199
— — — наклона 194
— — механизм процесса 192
— — констр,укционных сталей 328
Диффузия, «дырчатая» теория Френке-
ля 504
— легирующих элементов внутри зерна
и по границам 72, 73
— в твердом растворе вычитания 40
— углерода в аустените 107
— водорода, влияние структуры на диф-
фузию 313
Диффузионный отжиг 196
Диаграммы разложения аустенита хро-
монвкельмол~ибдено~вой стали 331
Яаропрочные сплавы 495
— — основа 511
— — свойства 505
— — влияние рабочей температуры на
разрушение и сопротивление ползуче-
сти 511
— гетерогенные сплавы, влияние струк-
туры и выделяющихся фаз на жаро-
прочность 515
)Каропрочность, влияние прочности меж-
атомной связи 511, 513
— — углерода 512
— — состава карбидов 518, 519
— — величины зерна 523
жаростойкость 501, 523
— влияние среды на окисление 524
— скорость окисления 525
— влияние температуры 526
— — углерода 531
— — состава и свойств окисной плен.ки
на поверхности 528, 529
5Кароупорная сталь, основные требо-
вания 495
— — ,стабильность структуры 501
— — чувствительность к надрезу 501
— аустенитная сталь, хруп~кость при
длительном нагреве 555 — 557
— — — влияние образован~ни 0'-фазы на
жаропрочность 559 — 561
— — — факторы, влияющие на образо-
вание а-фазы 563 — 565
— — — кинетическая кривая образова-
ния а-фазы 662
)Келезо, очистка 7
— хим~;ческий состав 7
— магнитные свойства 7
— физические и механические свойства 9
— термическое старение 9
— величина зерна 11, 13
— механическое старение 10
— растворимость углерода 9
— наклепываемость 12
— возврат свойств 12
— температур а рекристаллизации 13
— критическая степень деформации 13
— анизотропия 14
— аллотропические превращения 16
— критические точки 16
— точка Кюри 16
— упрочнение при аллотропических
превращениях 17
— хрупкость 17

б83
ПРЕДМЕТНЫЯ УКАЗАТЕЛЬ
Инспрументальная сталь
— — влияние карбидной неоднородности
на прочность 400
— режущая сталь, влияние легирующих
элементов на прокаливаемость 412—
414
~п~рокаливаемости на дефор-
мацию и изменение размеров при за-
калке 417
— — — устойчивость против отпуска
418
Инструментальная режущая сталь, влия-
ние карбидов на износостойкость 421
— — легированная сталь, термическая
обраб. 424
— — — обработка холодом 425
Инкубационный период 100, 127
Интерметаллические фазы 62
Карбиды, физико-химические свойства
57
— стойкость 59
— влияние углерода на стойкость 60
— растворимость 61
Карбидная неоднородность 436
Керометаллические жароупорные мате-
риалы 533, 578
Кинетики превращения у — ~ц 109
Коагуляция 469
Коагуляция карбидных фаз при отпуске
178
— влияние легирующих элементов на
темпер1атуру коагуляции 178
Ковалентная связь 26
Координационное число 55
Кобальт в быстрорежущей стали 466
Конструкционная сталь, свойства 201
— улучшаемая сталь, состав, свойства
334, 336
Коррозия атмосферная 378
— химическая 379
— электрохимическая 379, 391
— кинетика процесса; поляризационные
кривые 593
Коррозионная стойкость, влияние степе-
ни дисперсности и расположения фаз
в гетерогенных сплавах 598, 599
— — — состоя1ния по,ве)рх1ности 599
— — — выделения а-фазы 605
— — — никеля 607
— — — молибдена и меди 612
— — — других легирующих элем внтов
380, 381
Коррозионное растрескивание 599
Коррозия межкристаллитная в нержа-
веющих и кислотостойких сталях 614
— — способы устранения 617 — 619
— — влияние температуры нагрева и
времени выдержки 615
— — — углерода на чувствительность K
межкристаллитной коррозии 616
— — причины образования и способы
устранения в аустенитных сталях
622 вЂ 6
И
железо 7
— температуры пластической обработ-
ки 17
— технически чистое 19
— кричное (сварочное) 19
— карбонильное 21
— электролитическое 20
— волокнистое 25
— рафинирование 21
— коэффициент теплового расширения
34
— процессы окисления 526
Яелезокерамика 23
— способы производства порошка 25
— температура спекания 24
живучесть (долговечность) материала
209
Закалка торцевая 145
— изотермическая 107
— прерывистая 325
— критическая скорость охлаждения
254
— ступенчатая 453
— напряжения 408
— трещины 405
— влияние скорости охлаждения на
превращение аустенита в мартенсит
131
Закаливаемость 133
— влияние скорости охлаждения 134
— — углерода на твердость 134, 136
— конструционных сталей 137
— инструментальных сталей 137
Закон Тамманна (закон п)8 моля) 595,
596
Зерно, способ определения величины 86
— фактическая величина 86
Излом, нафталинистый 88
— — исправление дефекта 96
— волокнистый 88
— камневидный 90, 221
— кристаллический 219
— — природа возникновения 96
— — влияние легирующих элементов 97
— термическая обработка для устране-
ния дефекта 98
Износостойкость 402
Изоморфизм 42
Изотропность 292
Изотермическое превращение остаточно-
го аустенита при о~пуске 185
Изотермическая закалка конструкцион-
ных сталей 322, 323
— — продолжительность выдержки и
влияние температуры 325
Ионная связь 26
Инструментальная сталь, классифииа
ция 397
— — предъявляемые требования 398
— — отдых 400
— — износостойкость 402
— — чувствительность к перегрев~ 409
в ферритных и полу-
ферритных сталях 626 — 628

ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
684
Коэффициент компактности кристалли-
ческой решетки 16
Красноломкость 17, 65, 271
Красностойкость 397
— определение 402
Кремний, влия~ние на необратимую хруп-
кость 281
— — — свойства инстр умен~альных ре-
жущих сталей 421
Критические точки 77
— — положение при нагревании и ох-
лаждении для некоторых легирован-
ных сталей 84
— — влияние скорости охлаждения на
положение 83
— — — легирующих элементов на по-
ложение 77, 83
Критическая температура хрупкости 8,
213
— — — влияние наклепа 22Ь
— степени деформации 13
— — упорядоченности твердого раство-
ра 46
Ланцерамп 299
Легирование, основные тенденции леги-
рования конструкционных сталей 332,
337
— редкоземельными элементами 347
Легирующие элементы, распределение
между ферритом и цементитом 71
— — — в а- и y-Fe 79
— — — внутри зерна и Go границам 73
Легированная сталь, классификация 75,
77
Ледебурит 429
Лигатуры, химический состав 342
Ликвация 66, 157, 164
— дендритная 330
— влияние на прокаливаемость 164
1Магнетон бора 31
Магнитный момент 31
Магнитострикция 52, 542
Мартенсит 169
— процесс разложения при отпуске 169
Мартенситная точка 120, 125
Мартенситное превращение 120
— — изотер~мическая кривая 121
— — особенности превращения 121
— — влияние углерода на положение
мартенситной точки 125
— — причины влияния легирующих эле-
ментов и углерода на устойчивость у-
и а-железа 127
— — влияние скорости охлаждения 128
— — — рост зерна 128
— — обратимость процесса 188
Межатомная связь 26
— — меры прочности 28
Металлическая связь 26
Медь, влияние на дисперсионное тверде-
ние 329
Меделомкость 390
Мишметалл 566
Модификаторы 91
Молибден, влияние на отпускную хруп-
кость 269
Нафталинистый излом 96
Наследственность зерна 88
Наклеп 10, 12, 194
— конструкционных сталей 326
Неспаренные электроны 26, 29
Неметаллические фазы, классификация
65
Необратимая хрупкость 256
— — влияние легирующих элементов
257
— — гипотезы о природе образования
281
— — влияние легированности границ
зерен 282
Никель, влияние на критическую темпе-
ратуру хрупкости 290
Обработка холодом цементированных из-
делий 356
Обрабатываемость ~нержавеющих и ки-
слотостойких сталей 647
Остаточная связь 27
Остаточный аустенит, превр~ащения при
отптуске 183
— — влияние на ударную вязкость при
отпуске 2Ь9
— — — температуры закалки на количе-
ство 331
Отдых 399
Отпуск низкий 317
— средний 321
— углеродистой стали 170
— дисперсионное твердение 177, 187
— влияние температуры отпуска и ле-
гирующих элементов на твердость
180, 181
— состав и структура выделяющихся
карбидов при отпуске легированной
стали 175, 176
— мартенсита 169
— — при изотермической выдержке 174
— влияние карбидообразующих элемен-
тов на разложение мартенсита 173
Отпускная хрупкость 260
— — температурный интервал 264
— — природа возникновения 271 — 274
— — — —, карбидная гипотеза 273
— - — углеродистой стали 275
— высокохром истых сталей 276
причины, тем~пер атурный ин-
тервал 277
— — влияние времени выдержки и ско-
рости охлаждения пр и отпуске 261,
263
— — — температуры закалки 265, 28О
— — — содержания углерода 266
— — — легирующих элементов 267—
268
— — — способа выплавки стали 271

ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
685
Пассивирование металлов 590
Перегрев 87
— влияние на механические свойства
89
— термическая обработка для исправле-
ния 89
Первичная кристаллизация 89
Переходные металлы, физические свой-
ства 33
Период решетки 41
Перлит зернистый 47
— ~пласткнчатый 47
Перлитное разложение аустенита 101
— — — роль легирующих элементов 103
Пластичность стали 204
Плоскости спайности 14
Площадка текучести 217
Полэучесть 495
— кривые ползучести 497, 498
— механизм разрушения 506 — 509
— влияние легирующих элементов 512
Порча инструментальной стали 422
Полиморфизм 15
Потенциал ионизации 35
Прав1ило Гиббса 72
Предел ползучести 498
— текучести 202
— — условный 496
— прочности 202
— — истинный 203
Прокаливаемость 133
— полная 240
— неполная 246
— перлитная 141
— игольчатотрооститная 141, 253
— ферритная 142
— критерии прокаливаемости 142
— критическая скорость охл аждения и
критический диаметр 142
— — твердость 146
— критерий прокаливаемости конструк-
ционных улучшаемых сталей 144, 154
— охлаждающие среды 148
— методы определения 145, 153
— определение величины критического
диаметра 147
— определение прокаливаемости труб-
чатых заготовок 151
— — — инструментальной стали 153,
409
— расчетное определение 158
— влияние напряжений 150
— — величины зерна 156
— — химического состава 157, 163
— — термической обработки 164
Пространственная решетка 16
Работа отрыва электронов 36
Разрушение хрупкое, пластическое; на-
пряжение 2О1
Рафинирование железа 21
Самоотпуск мартенсита 106, 117
Свариваемость 382
— влияние углерода 384
— — структуры околошовной зоны на
прочность 386, 387
— — алюминия на качество сварки низ.
колегированной стали 388, 389
— идеальный критический диаметр 385
Свободная энергия 64, 72
Сверхструктур,а 45
— влияние 1на свойства 51
Сера, влияние на свойства 65, 68
Сопротивление отрыву 213
— начальной пластической деформаиии
42
Сингулярная точка 39, 41
Синеломкость 10
Спин, спвновый 1момент 29
Стабилизация аустенита 122
— мартенсита 492
Сплавы жароупорные высокого электро-
сопротивления 571
— — на никелевой основе типа инко-
нель, состав, свойства 574
нимоник, состав, свой-
ства 574
свойства 574
рефракталлой,
состав,
гастеллой, состав, свой-
ства 574, 573
— — ловитые на кобальтовой основе, со-
став, свойства 574, 575
стелл итов,
состав,
свойства 575
— — — основе хрома, состав, свойства
577
молибдена, свойства 578
Сталь водородоустойчивая перлитного
класса, состав, термическая обработ-
ка, свойства 584, 585, 586
— — — — хромомолибденованадиево-
вольфрамовая, состав, термическая об-
работка, свойства 584, 585, 586
— графитизированная для холодных
ш"гампов, состав, термическая обри
ботка 473
Сталь жароупорная аустенитного класса
типа 16-25-6, 556, 567, 568
— — — — состав хромоникелевых стз-
Растворимость ограниченная 42
— неограниченная 42
— легирующих элементов в железе 4Л
— карбидных фаз 60
— сульфидов в стали 66
— влияние температуры 44
— углерода в а-железе 9
Рекристаллизация 13
Релаксация 500
Рост зерна стали 11, 85
— — причины роста 92
— — влияние величины зерна на меха-
нические свойства стали 86
— — — температуры, продолжительно-
сти выдержки, скорости нагрева 87
— — — раскисления стали 95

686
!1РЕДМ~ТНЫИ УКАЗАТЕЛЬ
лей, применяемых за границей 568
— — тинидур 567
— — аустенитного класса хромоникель-
молибденовая, 557
Сталь инструментальная режущая хро-
мокремнистая, состав, свойств 420
— — углеродистая, свойства, состав 411
— — — хромовольфрамомарганцовис-
тая, ссстав, свойства 422
— — — хромовольфрамовая, состав,
свойства 312, 422
Сталь конструкциовная высокопрочная
низкоотпущенная, чувствительность к
надрезу 317
обрабатываемость 318
— — — — влияние времени выдержки
при отпуске на свойства 320
— — химический состав улучшаемых
сталей применяющихся ~в ГДР ~и ФРГ
и США 334, 336
— углеродистая, механические свойства
при низких температурах 286
— для мерительного инструмента,
предъявляемые требования 491
состав, термическая обра-
ботка, свойства 492, 493
Сталь конструкционная улучшаемая мо-
либденовая, состав, термическая об.
работка 338, 339, 340
— — — хромова надиевая, состав, тер-
мическая обработка 338, 339, 340
— — — хромомолибденовая, состав, тер-
мическая обработка, свойства 287, 336,
338, 340
— — — хромокремнистая, состав, терми-
ческая обр аботка, свойства 338, 339,
340
— — — хромо~никельвольфрамовая, со-
n'as, термическая обр або пка, свойс-
тваа 338, 339, 340
— — — кремнемарганцовистая, состав,
термическая обработчика, свойства 338,
339, 340
— — — хромомарганцовотитановая, со-
став, термическая обработка, свойства
338, 339, 340
— — — хромомолибденован адиев ая, со-
став, термическая обработка, свойства
338, 339, 340
— — — хромоалюминиевая, состав, тер-
мическая обработка, свойства 338, 339,
340
— — — хромоникельмарганцевая, состав,
термическая обработка, свойства 338,
339, 340
— — — хромовольфрамовая, состав, тер-
мическая обработка, свойства 338, 339,
340
— — — хромокремненикелевая, состав.
термическая обработка, свойства 338,
339, 340
— — — хромистая с добавками бора,
состав, свойства 344
— — цвментуечая среднепрочная хро-
мистая, состав, термическая обработ-
ка, свойства 362, 363
Сталь конструкцион~ная цемонтуемая
среднепрочная хромованадиевая, со-
став, термическая обработка, свойства
362, 363
— — — — хромоникелевая, состав, тер-
мическая обработка, свойства 362,
363
хромоникельмарганцовистая,
состав, термическая обработка, свой-
ства 362, 363
— — — высокопрочная хромотитаномар-
ганцовистая, состав, термическая обра-
ботка, свойства 367, 368
— — — — хромом арганцовистая с до-
бавкой бора, состав, термическая об-
работка, свойства 367, 368
хромоникелевая, состав, тер-
мическая обработка, свойства 367,
368
с добавкой бора, состав,
термическая обработка, свойства 367,
368
хромокремненикелева я с до-
бавкой бора, состав, термическая об-
работка, свойства 367, 368
— — — — лр омон икельм арга~нцовотита-
новая, состав, свойства, термическая
обработка 367, 368
с добавкой бора, состав,
термическая обработка, свойства 367,
368
— коррозионностойкая ферритномартен-
ситная высокохромистая, свойства,
термическая обработка, состав 600—
604
Сталь кислототойкая хромоникельмар-
ганцовистая, состав, свойства 608
— —. аустенитного класса хромоникеле-
вая с добавкой молибдена и меди, со-
став, свойства 609, 610, 611
на никелевой основе типа
нионель, состав, свойства 612
— нержавеющая, кислотостойкая аусте-
нитного класса хромоникелевая типа
18-8, состав, термическая обработка,
свойства 287, 604, 606, 619, 28
с добавкой титана, со-
став, свойства, термическая обработка
619, 620
— — фер~р~итномартенситного класса для
инструмента высокохромистая, состав,
термическая обработка, свойства 629,
630, 632, 633
— — — — пути повышения механической
прочности 634, 635, 637
— — аустенитного класса дисперсио-
ннотвердеюща, состав, термическая
обработка, свойства 646
титана и алюминия
дисперсионнотвердеющая, состав, тер-
мическая- обработка, свойства 646
Сталь строительная низколегированная,
требования 371
— — — кремнемаргаыцовистая 392, 393
— — —,кремнемарга~нцовомеди,стая 392,
393

ПРЕДМЕТНЫЯ УКАЗАТЕЛЬ
687
— — — х1ромома1рга~нцовомеди1стая 1392!
393
Сталь строительная низколегированная,
требования
- — — — ма1рга~нцовистая 392, 393
хром оникельмарганцовистая
392, 393
— — — ни~кельмартанцовомед1истая 392,
393
— — — хромомарганцовокремненикеле-
вая 392, 393
— — — — с добавкой ~меди 392, 393
хром они келькр ему емеди1ста я
392, 393
— теплоустойчивая перлитного класса
хромомолибденовая 539, 540
— штампов ая хромоникельмолибдено-
вая, механические свойства при низких
температурах 287
Степень упорядоченности 45
— дисперсности 47
Старение термическое 9
— механическое 10
Строение атома переходных металлов 29
— — взаимодействие электронных обо-
лочек 36, 38
Структурная диаграмма для хромистой
стали 76
— — — хромоникелевой стали 551
— — — хромоникельмарганцовистой ста-
ли 552, 553
Сублимация 28
Т
Твердый раствор внедрения 40
— — вычитания 40
— — замещения 40
— — упорядоченный 45
— — строение и образование 42
— — степень пересыщения 195
— — период решетки 51
Твердость сплавов 47
— — влияние температуры 48
Текстура 15
— внутризерен~ная 88
Тепловая хрупкость I вида 536
— — II вида 536
Теплоустойчивая сталь, основные требо-
вания 495
— — перлитного класса, сфероидиза-
ция и коагуляция карбидов 534
— — ферритномартенситного класса вы-
сокохром иста я, свойства, состав 541,
542, 546
— — охрупчивание при 475' 547
— — — — сильхром, свойства, состав
548
Трещины холодные 383, 387
— горячие 383, 387
— причины образования и развития 504
Троостит 142
— игольчатый 144
Ударная вязкость 204
— — определение 205
Углеродистая конструкционная сталь,
пути повышения прокаливаемости 341
Улучшение 239
Упрочнение твердого раствор а 47
— лрирода упрочнения 211
— феррита при закалке 137, 139
— малоуглеродистых конструкционных
сталей 339
— жаропрочных и теплоустойчивых ста-
лей 519
дисперсионное твердение
520
наклеп 522
— аустенитных кислотостойких сталей
наклепом 639
— — — — легированием азотом, углеро-
дом 643, 644
Упорядоченная структура 45
Усталость 355
— термическая 403
Усталостная прочность 204
— — при высоких температурах 500
Ф
Ф аз а внедрения 28, 54
— интерметалличеыая 28
— неметаллическая 63
— влияние состава, формы, распределе-
ния на свойства стали 65, 66, 68
— — растворимость 65
Фазовый наклеп 7
Фазовое превращение, влияние скоро-
сти охлаждения и длительности нагре-
ва 80
Феррит, превращение при нагреве 81
— структура после закалки 139
— упрочнение при легировании 227, 229,
233
— механические свойства в закаленном
и отпущенном состоянии 237 — 239
— влияние легир1ующих элементов на
упрочнение при закалке 140
— — свободного фер рита на механиче-
ские свойства в высокоотпущенных
сталях 253
Флокены в конструкционной стали 300
— гипотезы о природе флокенообразо-
вания 302, 303
— водородная теория 301
— температурный интервал флокенооб-
разования 309
— пути устранения флокенов 314, 315
— влияние анизотройности свойств 306
— — скорости охлаждения на образова-
ние 306
Флокеночувствительность стали 312
Флуктуации 173
Фосфор, влияние на отпускную хруп-
кость 266, 270, 275
— — на механические свойства низколе-
гированной строительной стали 377

688
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Химические соединения с металлической
связью 39, 53
Химическая неоднородность 66
Хладноломкость 205
— межкристаллическая 289
— влияние типа решетки 286, 289
— — термической обработки 290
Хрупкость обратимая 255
— твпловая 261
— необратимая 255
— реотропическая 226
— высокотемпературная 17
— критическая температура 205, 213, 224
Хрупкое разрушение 219
— — влияние величины зерна 214
— — чувствительность к надрезу 223
— — легированного феррита 231 — 233
Цементит, коагуляция 353
— третичный 12
— влияние степени дисперсности на
твердость 50
Цементация 347
Цементитная сетка 347
Цементированный слой, свойства 348, 350
— — характер р~азрушения 349
— — термическая обработка 357
— — влияние формы и выделений кар-
бидов на свойства 354
— — остаточный аустенит 355
— — влияние легирующих элементов на
содержание и скорость диффузии угле-
рода 359
Цементуемая сталь, предъявляемые тре-
бования 347
— — определение прокаливаемости 364
Цементуем ая сталь, влияние леги~рова-
ния ~н~и~келем и хромом ыа механиче-
ские свойст,ва 353, 364
Циклическая вязкость 500
Шлифуемость 451
Штампсвая сталь,для холодной дефор-
мации, ~предъявляемые требования 473
повышенной вязкости, свой-
ства, состав 473
высокохром истая высокой
прокаливаемости, свойства, состав
475, 476
влияние добавок ~молиб-
дена и ванадия 477
отпуска на твердость
479
-~ термическая ' обрабо~тка
479 — 480
— — для горячего дефор~мирования, ха-
рактеристика 480
— — — хромоникель молибденов а я,
глубина прокаливаемости, свойства, со-
став 481, 482
— — — хромовольфрамовая, свой-
ства, состав 484, 485
дланя молотовых штампов
свойства, состав 482, 483
— — для ~прессформ литья ~под давле-
нием, свойства, состав 489, 491
Эвтектоид 75, 81
— влияние легирующих элементов на
содержание углерода 75
Электроны проводимости 27
Электродный потенциал 592
Энергия связи 26
— активации.28, 33, 96
Эффект ориентационный 27
— индукционный 27

ЗАМЕЧЕННЫЕ ОПЕЧАТКИ

По чьей
вине
Напечатано
Должно Сыть
Сч рока
С~р.

рис 105
По отношению
Кор.
166

170
177
кова '
Теуп
8 сн
222
Лвт
ЛО
30 си

400
41~
исключения
легированных
19 си
М35
423
Тип
459
7 си
Кор
-481
24 св

0,8"'о 1-1}з

Нимоник 100
7 сн

Та6л. 96,
графа 2, 7 cII
574
Заказ 1187
7 св.
1 св.
1 со.

Подпись
к р»с 156,
1 сн

Подпись

к рис '56,
1

рис 150
По отноше-
KOBd

а — а..& t; 2 6 магм/

(образец не сломался);
n — а~ = 1 О «гм/см~

включений
низколегированных

LB5
стойкости
1 2 '!~ %
Та
а — а~ = 1,0 «гм/см2;
б — а~ O 24,6 «гм/см~
(образец не сломался)
твер,~ости
~'0
О,Ь% 'i h
11имоник 100